Rapport de stage de fin d'étude

Université Bordeaux 1

Les Sciences et les Technologies au service de l’Homme et de l’environnement

N° d’ordre :

THÈSE

PRÉSENTÉE A

L’UNIVERSITÉ BORDEAUX 1

ÉCOLE DOCTORALE DES SCIENCES CHIMIQUES

Par Fabien CORPACE

POUR OBTENIR LE GRADE DE

DOCTEUR

SPÉCIALITÉ Physico-chimie de la matière condensée

SOUDAGE PAR RESISTANCE DU GAINAGE COMBUSTIBLE

ODS D’UN REACTEUR NUCLEAIRE DE 4EME

GENERATION

Influence des paramètres opératoires sur le soudage et la soudure

Directeurs de thèse : Jean-Pierre MANAUD Ŕ Angéline POULON

A soutenir le : 15 décembre 2011

Devant la commission d’examen formée de : (a compléter pour publication)

Mme/M. NOM, Prénom Titre Établissement Fonction






- II -

- III -

Résumé

Les alliages ODS (Oxide Dispersion Strengthened) sont des matériaux candidats pour

la réalisation du gainage combustible des réacteurs nucléaires de Génération IV de type

RNR-Na. Leurs propriétés mécaniques à haute température sont assurées par une

dispersion d’oxydes nanométriques qui peut être modifiée sous l’effet de la température

et notamment lors du passage par l’état liquide. Les procédés d'assemblage en phase

solide sont donc préconisés. La méthode de soudage étudiée dans cette thèse est le

soudage par résistance en bout.

Une double approche simulation numérique-expérimentation a été mise en place pour

étudier l’influence des paramètres opératoires sur le soudage et la soudure. L’ensemble

des essais (expérimentaux et numériques) est réalisé selon la méthode des plans

d’expériences factoriels complets. Un alliage ODS base fer à 20 % de chrome a été utilisé

comme alliage d’essai.

L’analyse de l’influence des paramètres opératoires sur le soudage est réalisée dans

un premier temps. Les résultats montrent que l’étape de soudage peut se découper en

trois phases. Dans une première phase, la température augmente au niveau des

interfaces. Dans une seconde phase, le procédé de soudage est gouverné par le

changement de section macroscopique lorsque le courant passe du bouchon massif à la

gaine plus étroite. La température augmente alors dans la partie de gaine dépassant de

l’électrode. Lorsque la température atteint une valeur suffisamment élevée, la partie de

gaine dépassant de l’électrode se déforme, entrainant un affaissement général des pièces.

C’est la troisième phase de l’étape de soudage. L’influence des paramètres opératoires

sur les phénomènes physiques lors de l’opération d’assemblage est évaluée. Il est alors

possible d’influer sur les sollicitations thermiques et mécaniques à l’aide des paramètres

opératoires.

L’analyse de l’influence des sollicitations thermomécaniques sur la soudure est

réalisée dans un second temps. Sur les plages de paramètres opératoires étudiées, les

résultats révèlent sur certaines soudures la présence de défauts de compacité ainsi

qu’une modification de la microstructure et de la dispersion des oxydes nanométriques.

Les défauts de compacité peuvent être liés à des phénomènes thermiques et mécaniques

au contact entre pièces. Les modifications de la microstructure sont liées à des

phénomènes de recristallisation dynamique ou de fusion locale et donc à des phénomènes

thermiques mais aussi mécaniques avec la présence dans ces zones de déformations

importantes. Les modifications de la microstructure sont alors reliées à une modification

de la dispersion d’oxydes.

A l’aide des paramètres opératoires, il est possible d’influer sur les températures et les

déformations afin de limiter les modifications de la structure de l’alliage ODS ainsi que

l’apparition de défaut de compacité. A l’aide de l’ensemble de ces résultats, la procédure

de soudage est adaptée sur un alliage ODS à 9 % de chrome, nuance envisagée pour la

réalisation des futurs gainages combustibles. L’influence des propriétés matériaux sur le

soudage et la soudure est alors discutée en comparant les deux nuances ODS de

compositions différentes mais aussi en comparant les résultats obtenus sur l’alliage ODS

à 20 % de chrome avec un alliage non renforcé de composition similaire.

Mots clés : ODS, Oxide Dispersion Strengthened, Gainage combustible, soudage par

résistance, simulation, paramètres opératoires, Microstructure.

- IV -

Abstract

ODS steels (Oxide Dispersion Strengthened) are candidate materials for fuel cladding

in Sodium Fast Reactors (SFR), one of the studied concepts for the fourth generation of

nuclear power plants. These materials possess good mechanical properties at high

temperatures due to a dispersion of nanometer-sized oxides into the matrix. Previous

studies have shown that melting can induce a decrease in mechanical properties at high

temperatures due to modifications of the nanometer-sized oxide dispersion. Therefore

the fusion welding techniques are not recommended and the solid state bonding has to

be evaluated. This study is focused on resistance upset welding.

Welding experiments and numerical simulations of the process are coupled in this

thesis. All laboratory tests (experimental and numerical) are built using the

experimental design method to evaluate the effects of the process parameters on the

welding and on the weld. A 20Cr ODS steel is used for the experimental protocol.

The first part is dedicated to the study of the influence of the process parameters on

the welding process. The numerical simulations show that the welding steps can be

divided in three stages. First, the contact temperature between the faying surfaces

increases. The process is then driven in the second stage by the pieces geometry and

especially the current constriction due to the thinness of the clad compared to the

massive plug. Therefore, the heat generation is mainly located in the clad part out of the

electrode leading to its collapse which is the third stage of the welding step. The

evaluation of the process parameters influence on the physical phenomena (thermal,

mechanical …) occurring during the welding step, allows adjusting them in order to

influence thermal and mechanical solicitations undergone by the pieces during the

welding process.

The second part consists in studying the influence of physical phenomena on the

welds. In the process parameter range, some welds exhibit compactness defects or a

modification of its microstructure and a modification of the oxide dispersion.

Compactness defects are related to thermal and mechanical phenomena occurring at the

contact surfaces between pieces. The modification of the microstructure is related to

dynamical recrystallization or to a local fusion. The dynamical recrystallization

occurring in the clad due to high deformations and high temperatures is linked to the

modification of the oxide dispersion.

Using the effects of the process parameters on the welding process and on the weld, it

is possible to adjust the temperature and the deformation to avoid compactness defects

and the modification of the oxide dispersion. All these results are then applied to the

welding of a 9Cr-ODS steel which is a candidate alloy for the SFR fuel cladding. The

effects of material properties on the welding process and the weld are then discussed by

comparing the two alloys with different chromium content but also by comparing results

on the 20Cr-ODS with a material of similar chemical composition but without the oxide

dispersion.

Key words: ODS, Fuel cladding, resistance welding, simulation, process parameters,

microstructure.

- V -

Table des matières

Chapitre 1 Etude bibliographique ........................................................................... 1

1.1. Les alliages ODS ............................................................................................. 1

1.1.1. Propriétés générales .................................................................................................. 1

1.1.2. Historique ................................................................................................................... 2

1.1.3. Méthodes de fabrication ............................................................................................ 3

1.1.4. Microstructure des alliages ODS .............................................................................. 4

1.1.4.1. Structure des renforts .......................................................................................... 4

1.1.4.2. Mécanismes de renforcement ............................................................................... 5

1.1.5. Synthèse ..................................................................................................................... 6

1.2. Stabilité des oxydes nanométriques ............................................................... 6

1.2.1. Effet de la température ............................................................................................. 6

1.2.2. Effet d’une modification de la microstructure .......................................................... 7

1.2.2.1. Recristallisation .................................................................................................... 8

1.2.2.2. Modifications des renforts liées à une transformation de la microstructure .... 9

1.2.3. Synthèse ..................................................................................................................... 9

1.3. L’assemblage des alliages ODS ....................................................................... 9

1.3.1. Procédé de soudage par fusion ................................................................................ 10

1.3.2. Procédé de soudage en phase solide ........................................................................ 11

1.3.2.1. Soudage par étincelage [4] ................................................................................. 13

1.3.2.2. Soudage par friction inertielle [58] .................................................................... 13

1.3.2.3. Soudage par friction malaxage [63] ................................................................... 14

1.3.2.4. Soudage par impulsion magnétique [4] ............................................................. 14

1.3.2.5. Soudage par diffusion [60].................................................................................. 15

1.3.3. Synthèse ................................................................................................................... 15

1.4. Soudage des gainages combustibles ............................................................. 15

1.4.1. Le contexte du soudage des gainages combustibles en France ............................. 16

1.4.2. Le soudage par résistance des gainages combustibles [67] ................................... 16

1.4.3. Le soudage des gainages combustibles en alliage ODS ......................................... 17

1.4.4. Synthèse ................................................................................................................... 18

1.5. Le soudage par résistance ............................................................................. 19

1.5.1. Principe [69] ............................................................................................................. 19

1.5.2. Le soudage par résistance en bout .......................................................................... 19

1.5.2.1. Description du procédé ....................................................................................... 19

1.5.2.2. Phénomènes physiques au cours du procédé .................................................... 20

1.5.3. Le soudage par résistance appliqué aux gainages combustibles en alliage ODS 20

1.5.3.1. CEN/SCK (Belgique) [75, 76] ............................................................................. 21

- VI -

1.5.3.2. Centre d’Idaho (USA) [56, 77] ............................................................................ 24

1.5.3.3. JNC (Japon) [55, 78] ........................................................................................... 25

1.5.4. Synthèse .................................................................................................................... 26

1.6. Conclusions .................................................................................................... 26

Chapitre 2 Techniques expérimentales ................................................................. 28

2.1. Matériaux de l’étude ..................................................................................... 28

2.2. Géométries des pièces à souder ..................................................................... 29

2.2.1. Le bouchon ................................................................................................................ 29

2.2.2. La gaine..................................................................................................................... 29

2.3. L’installation expérimentale SOPRANO ...................................................... 30

2.3.1. Tête de soudage et mise en place des pièces ........................................................... 30

2.3.1.1. Tête de soudage ................................................................................................... 30

2.3.1.2. Protocole de mise en place des pièces ................................................................ 31

2.3.1.3. Géométrie des électrodes .................................................................................... 32

2.3.2. Armoire de commande et paramètres opératoires ................................................. 34

2.3.2.1. Cycle de force ....................................................................................................... 34

2.3.2.2. Cycle de courant .................................................................................................. 34

2.3.2.3. Synthèse des paramètres opératoires principaux ............................................. 35

2.4. Technique de caractérisation du soudage ..................................................... 35

2.4.1. Grandeurs mesurées en cours de soudage .............................................................. 36

2.4.1.1. Mesure du courant .............................................................................................. 36

2.4.1.2. Mesure de la force ............................................................................................... 36

2.4.1.3. Mesure de déplacement ...................................................................................... 37

2.4.1.4. Mesure de la différence de potentiel entre les mors ......................................... 38

2.4.1.5. Mesure de potentiel sur les pièces ..................................................................... 39

2.4.1.6. Mesure de températures sur les pièces ............................................................. 39

2.4.2. Grandeurs calculées ................................................................................................. 40

2.4.2.1. Mesure de la résistance électrique entre les mors ............................................ 40

2.4.2.2. Mesure de l’énergie électrique dissipée ............................................................. 41

2.5. Techniques de caractérisation des soudures ................................................ 42

2.5.1. Préparation des échantillons ................................................................................... 42

2.5.2. Observations au microscope optique ....................................................................... 43

2.5.3. Caractérisations à la microsonde de Castaing ....................................................... 43

2.5.4. Caractérisations par diffraction des électrons rétrodiffusés ................................. 44

2.5.5. Microscope électronique à transmission ................................................................. 44

2.6. Les plans d’expériences ................................................................................. 44

2.7. Synthèse ........................................................................................................ 45

- VII -

Chapitre 3 Modèle numérique ............................................................................... 46

3.1. Etude bibliographique ................................................................................... 47

3.1.1. Historique de l’évolution des modèles [83-85] ........................................................ 47

3.1.2. Phénomènes physiques en cours de soudage ......................................................... 48

3.1.2.1. Les phénomènes électriques .............................................................................. 49

3.1.2.2. Les phénomènes thermiques .............................................................................. 50

3.1.2.3. Les phénomènes mécaniques ............................................................................. 50

3.1.2.4. Les phénomènes métallurgiques ....................................................................... 50

3.1.2.5. La mécanique des fluides ................................................................................... 50

3.1.2.6. Les contacts ......................................................................................................... 51

3.1.3. La simulation du soudage par résistance en bout ................................................ 52

3.1.4. Conclusions de l’étude bibliographique .................................................................. 54

3.2. Propriétés du modèle numérique .................................................................. 54

3.2.1. Géométrie et maillage .............................................................................................. 54

3.2.2. Propriétés des matériaux ........................................................................................ 55

3.2.3. Conditions aux limites et chargements .................................................................. 56

3.2.3.1. Sollicitations électriques .................................................................................... 57

3.2.3.2. Sollicitations thermiques ................................................................................... 57

3.2.3.3. Sollicitations mécaniques ................................................................................... 58

3.2.4. Surfaces de contact .................................................................................................. 58

3.2.4.1. Contact préexistant entre pièces (surface C) .................................................... 58

3.2.4.2. Contact préexistant entre pièce et électrode (surface A) ................................. 60

3.2.4.3. Contact entre pièces formées en cours de soudage (surface D) ....................... 60

3.2.4.4. Contact entre pièce et électrode formé en cours de soudage (surface B)......... 60

3.2.5. Méthode de calcul - couplage ................................................................................... 61

3.3. Mise à l’épreuve de la simulation numérique ............................................... 62

3.3.1. Comparaison thermique .......................................................................................... 62

3.3.1.1. Hors configuration de soudage ........................................................................... 63

3.3.1.2. Configuration de soudage ................................................................................... 66

3.3.1.3. Conclusion de la comparaison thermique ......................................................... 69

3.3.2. Comparaison avec les mesures en cours de soudage ............................................. 69

3.3.2.1. Comparaison du déplacement ............................................................................ 69

3.3.2.2. Comparaison de la résistance entre les mors ................................................... 70

3.3.2.3. Comparaison de l’énergie électrique dissipée ................................................... 70

3.3.2.4. Conclusion sur la comparaison avec les mesures ............................................. 70

3.3.3. Comparaison de la déformée finale ......................................................................... 70

3.3.4. Conclusion et discussion de la mise à l’épreuve ..................................................... 71

3.3.4.1. Températures proche de l’électrode ................................................................... 72

- VIII -

3.3.4.2. Comportement lors de l’affaissement et glissement de la gaine ...................... 72

3.4. Conclusion ..................................................................................................... 74

Chapitre 4 Influence des paramètres opératoires sur le soudage .......................... 75

4.1. Identification des phénomènes physiques .................................................... 75

4.1.1. Chauffage des interfaces .......................................................................................... 76

4.1.2. Chauffage des volumes ............................................................................................ 77

4.1.3. Affaissement - Déformation des pièces ................................................................... 78

4.1.4. Conclusion sur les phénomènes physiques ............................................................. 79

4.2. Reproductibilité des mesures ........................................................................ 79

4.3. Influence des paramètres opératoires ........................................................... 80

4.3.1. Le chauffage des interfaces...................................................................................... 81

4.3.1.1. Identification des mesures.................................................................................. 81

4.3.1.2. Influence des paramètres opératoires sur la résistance électrique initiale .... 81

4.3.1.3. Influence des paramètres opératoires sur les températures au contact p-p ... 82

4.3.2. Synthèse .................................................................................................................... 83

4.3.3. Le chauffage des volumes ........................................................................................ 83


4.3.3.2. Influence des paramètres opératoires sur le temps à l’affaissement .............. 83

4.3.3.3. Influence des paramètres opératoires sur la température à t = 5 ms ............. 84

4.3.3.4. Influence des paramètres opératoires sur la température à t = taff ................. 86

4.3.3.5. Influence des paramètres opératoires sur l’énergie dissipée à l’affaissement 87

4.3.3.6. Synthèse .............................................................................................................. 88

4.3.4. Affaissement et déformation des pièces .................................................................. 88


4.3.4.2. Influence des paramètres opératoires sur l’affaissement ................................. 88

4.3.4.3. Influence des paramètres opératoires sur la déformée des pièces ................... 90

4.3.4.4. Synthèse .............................................................................................................. 91

4.3.5. Différences observées entre PM2000-1 et PM2000-2 ............................................. 92

4.3.6. Différences observées entre Kanthal APM et PM2000 .......................................... 95

4.3.7. Synthèse de l’influence des paramètres opératoires .............................................. 96

4.4. Conclusions .................................................................................................. 100

Chapitre 5 Effet du soudage sur la soudure ........................................................ 102

5.1. Les matériaux de base................................................................................. 102

5.1.1. Alliage 20Cr-non ODS : Kanthal APM ................................................................. 102

5.1.2. Alliage 20Cr-ODS : PM2000 .................................................................................. 103

5.2. Ejections de matière .................................................................................... 105

5.2.1. Ejection de matière au voisinage de l’électrode enserrant le bouchon ............... 106

- IX -

5.2.2. Ejection de matière au voisinage de l’électrode enserrant la gaine .................... 106

5.2.3. Ejection de matière côté gaine, à l’intérieur du contact ...................................... 108

5.2.4. Synthèse ................................................................................................................. 109

5.3. Présence d’une zone fondue ........................................................................ 110

5.3.1. Modification de la répartition des éléments de renfort ....................................... 111

5.3.2. Effet des paramètres opératoires .......................................................................... 112

5.3.2.1. Synthèse ............................................................................................................ 114

5.4. Compacité de la soudure au niveau de l’interface ...................................... 114

5.4.1. Homogénéité et reproductibilité............................................................................ 116

5.4.2. Effets des paramètres opératoires ........................................................................ 116

5.4.2.1. Synthèse ............................................................................................................ 116

5.5. Microstructure à l’interface ........................................................................ 117

5.5.1. Répartition des éléments de renforts .................................................................... 118

5.5.2. Synthèse ................................................................................................................. 120

5.6. Recristallisation dynamique et répartition des éléments .......................... 121

5.6.1. Modification de la microstructure ......................................................................... 121

5.6.2. Répartition des éléments de renfort ..................................................................... 123

5.6.3. Influence des paramètres opératoires .................................................................. 125

5.6.3.1. Homogénéité et reproductibilité ...................................................................... 126

5.6.3.2. Corrélation avec l’affaissement ........................................................................ 126

5.6.4. Synthèse ................................................................................................................. 127

5.7. Conclusions.................................................................................................. 128

5.7.1. Comparaison entre Kanthal APM et PM2000-1 : Effet du matériau ................. 129

5.7.2. Comparaison entre PM2000-1 et PM2000-2 : Effet de l’électrode ...................... 130

Chapitre 6 Discussions et perspectives ............................................................... 131

6.1. Mécanisme de formation de la soudure ...................................................... 131

6.2. Modification de la répartition d’yttrium et méthodes de caractérisation .. 132

6.2.1. Limites et observables ........................................................................................... 133

6.2.2. Modification de la dispersion d’yttrium observée par microsonde ..................... 133

6.2.3. Caractérisation par EBSD ..................................................................................... 134

6.2.4. Caractérisation par MET....................................................................................... 136

6.2.5. Discussion et perspective autour du mécanisme de modification de la dispersion

d’oxydes d’yttrium ..................................................................................................................... 137

6.3. Ejections de matière et mécanismes ........................................................... 138

6.3.1. Causes possibles d’une inhomogénéité sur l’électrode ......................................... 138

6.3.2. Explication des effets des paramètres opératoires .............................................. 138

6.3.3. Voie d’optimisation ................................................................................................ 139

6.4. Voie d’optimisation hors des plans d’expériences ....................................... 140

- X -

6.4.1. Optimisation des paramètres opératoires, comparaison à l’existant .................. 140

6.4.2. Optimisation de la géométrie du chanfrein .......................................................... 142

6.4.3. Optimisation du système d’électrode .................................................................... 145

6.4.4. Optimisation du cycle de courant .......................................................................... 146

6.4.5. Conclusion ............................................................................................................... 148

6.5. Application à l’alliage 9Cr-ODS. ................................................................. 148

6.5.1. Macrographies des soudures ................................................................................. 149

6.5.2. Modification de la répartition des renforts ........................................................... 150

6.5.3. Ejection de matière ................................................................................................ 151

6.5.4. Paramètres opératoires et point préférentiel ....................................................... 151

6.5.5. Discussion autour de l’effet du matériau et de l’effet des renforts ..................... 153

6.5.5.1. L’effet des propriétés matériaux ...................................................................... 153

6.5.5.2. L’effet de la composition chimique ................................................................... 153

6.5.5.3. Recristallisation, taille de grain et effet des renforts ..................................... 154

6.5.6. Synthèse sur le soudage de l’alliage 9Cr-ODS ..................................................... 154

6.6. Conclusions .................................................................................................. 155

Conclusion générale ................................................................................................. 156

Annexes 159

- XI -

Abréviation et nomenclature

Notation Nom Unité

Aff. Affaissement : Déplacement des pièces mesuré à t = 30 ms µm

Cp Capacité calorifique massique J.kg-1.K

-1

D Diamètre extérieur des pièces mm

ddpmors Différence de potentielle entre les mors V

e Epaisseur de la gaine mm

E Module de Young MPa

Eaff Energie électrique dissipé entre t=0 ms et t=taff J

Efin Energie électrique dissipée finale J

Fs Force de soudage (consigne) N

H Pente d’écrouissage MPa

Is Intensité du courant de soudage (consigne) kA

L Longueur des pièces mm

Lb Longueur de bouchon dépassant de l’électrode mm

Lc Longueur du chanfrein sur le bouchon mm

Lg Longueur de gaine dépassant de l’électrode mm

mv Masse volumique kg.mm-3

Rinit Résistance électrique entre les mors mesuré à t = 5 ms mOhm

Rmors Résistance électrique entre les mors milliohm

taff Temps pour lequel un déplacement de -0,02 mm est mesuré ms

Tctcinit-max Température maximale des nœuds au contact obtenue par

simulation numérique à t = 5 ms °C

Tctcinit-min Température minimale des nœuds au contact obtenue par


Tctcinit-moy Température moyenne des nœuds au contact obtenue par


ts Durée du passage du courant (consigne) ms

α Angle du chanfrein des pièces °

αT Coefficient de dilatation thermique moyen K-1

ΔTctcinit Différence entre Tctcinit-max et Tctcinit-min °C

λ Conductivité thermique W·m-1·K

-1

σE Limite élastique MPa

σélec Conductivité électrique S.mm-1

- XII -

Abréviation Nom

9Cr Famille des alliages ferritique à 9% massique de chrome



dpa Déplacement par atomes

EBSD Electron Back Scattering Diffraction

EDS Energy-dispersive X-ray spectroscopy

ET Electrothermique

FSW Friction Stir Welding

MEB Microscop(i)e électronique à balayage

MET Microscop(i)e électronique en transmission

ODS Oxide Dispersion Strengthened

p-e Contact Pièce - Electrode

p-p Contact Pièce – Pièce

RCE Résistance de contact électrique

RCT Résistance de contact thermique

REP Réacteur à eau pressurisée

RNR-Na Réacteur à neutrons rapides à caloporteur sodium

STEM Scanning Transmission Electron Microscopy

TM Thermomécanique

WDS Wavelength dispersive X-ray spectroscopy

%m Pourcentage massique

- XIII -

Introduction et contexte

En 2002, le Forum international Génération IV a retenu six concepts de réacteur [1].

Une des technologies étudiées en France est la technologie des Réacteurs à Neutrons

Rapides avec caloporteur sodium (RNR-Na). Un design de cœur innovant propose de

réduire la proportion de caloporteur par rapport au combustible afin d’améliorer la

compétitivité et la sureté de ces réacteurs [2]. De ce fait, la conception du cœur pour ce

type de réacteurs limite les déformations admissibles et les aciers de type "austénitique

avancé" préalablement utilisés sur ce concept de réacteurs ne répondent plus au cahier

des charges du fait de leur structure cubique à faces centrées sensible au gonflement

sous irradiation [3].

Les aciers ODS (Oxide Dispersion Strengthened) possèdent une bonne tenue au fluage

thermique et au fluage sous irradiation et constituent donc une famille de matériaux

potentielle pour la réalisation du gainage combustible de ces réacteurs. Leurs bonnes

propriétés mécaniques à haute température sont assurées par une dispersion homogène

d'oxydes nanométriques au sein du matériau.

Le gainage combustible d’un RNR-Na est composé d’un tube de plusieurs mètres

(appelé gaine) dans lequel les pastilles de combustible sont empilées. Afin d’assurer

l’étanchéité du gainage, la gaine est scellée à ses deux extrémités par le soudage d’un

bouchon. Dans le cas d’un gainage combustible en acier ODS, les procédés de soudage en

phase liquide peuvent provoquer une modification de la nanostructure qui engendrerait

un point faible au niveau de la soudure. De ce fait, les procédés d'assemblage en phase

solide sont préconisés.

Le procédé de soudage par résistance en bout est un procédé d’assemblage en phase

solide déjà utilisé dans l’industrie nucléaire et qui a déjà montré sa capacité à réaliser

des soudures sur alliages ODS. Cependant, ces soudures ont été principalement

caractérisées mécaniquement [4]. Or, la compréhension de leurs caractéristiques

mécaniques nécessite une compréhension approfondie des caractéristiques

métallurgiques. Une caractéristique fondamentale est la dispersion des renforts qui

garantie les propriétés mécaniques de l’assemblage dans la durée à haute température.

Ces caractéristiques métallurgiques après soudage sont issues des phénomènes

physiques (thermiques, mécaniques, métallurgiques…) intervenant en cours de procédé.

L’objectif de cette thèse est donc l’étude des phénomènes physiques en cours de

soudage et leurs corrélations avec les caractéristiques métallurgiques finales des

soudures. Une attention particulière est alors mise sur l’influence des paramètres

opératoires sur ces phénomènes afin d’influencer les caractéristiques de la soudure.

L’étude porte sur la soudabilité d’acier ferritique ODS par le procédé de soudage par

résistance en bout appliqué au gainage combustible. L’étude de l’influence des

paramètres opératoires sur le soudage puis sur la soudure est réalisée sur un alliage

ODS commercial à 20 % massique en chrome (20Cr-ODS) dénommé PM2000. A fin de

comparaison, des soudures sont aussi réalisées sur un alliage de composition chimique

proche mais non renforcé par dispersion d’oxydes appelé Kanthal APM.

Cependant, les alliages à 20Cr-ODS ne font pas parti des candidats potentiels pour la

fabrication des gainages combustibles en alliage ODS. Actuellement deux familles sont

candidates : la famille des alliages 14Cr et la famille des alliages 9Cr mais ces deux

matériaux sont disponibles en très faible quantité. L’étude de l’optimisation des

paramètres opératoires sur le soudage et la soudure de l’alliage 20Cr-ODS sera alors

transposée au cas du soudage d’un alliage 9Cr-ODS.

- XIV -

Le premier chapitre de ce manuscrit permet d’évoquer les connaissances de base

concernant les alliages ODS. Il s’intéresse dans un premier temps à leurs structures et

notamment aux études concernant la stabilité de la dispersion des renforts suite à des

sollicitations thermique ou mécanique. Les connaissances actuelles concernant le

soudage des alliages ODS et des gainages combustibles sont ensuite étudiées. Enfin, les

études existantes concernant le soudage par résistance des gainages combustible en

alliages ODS, cœur de ce manuscrit, sont détaillées.

Le second chapitre décrit les techniques expérimentales qui vont permettre de

caractériser le soudage et la soudure. Le soudage est caractérisé à l’aide d’une

installation de soudage expérimentale instrumentée. Les soudures réalisées avec cette

installation sont caractérisées par microscopie (optique et électronique) à différentes

échelles ainsi que par diffraction des électrons rétrodiffusés et par microsonde de

Castaing. La méthode des plans d’expériences, méthode utilisée dans l’étude d’influence

des paramètres opératoires sur le soudage et la soudure, est enfin brièvement décrite.

Afin de compléter les mesures expérimentales dans la caractérisation du soudage, une

simulation numérique par élément fini est développée et décrite dans le chapitre 3. En se

basant sur les modèles de soudage par résistance existant, les hypothèses du modèle

sont tout d’abord décrites. Dans un second temps, différentes comparaisons à des essais

expérimentaux sont réalisés et les hypothèses du modèle sont alors discutées.

L’influence des paramètres opératoires sur le soudage est alors présentée dans le

chapitre 4. Dans un premier temps, les phénomènes physiques principaux observés en

cours de soudage sont identifiés. Dans un second temps, l’influence des paramètres

opératoires sur ces différents phénomènes est établie à l’aide des mesures en cours de

soudage et de la simulation numérique.

Dans le chapitre 5, l’effet des paramètres opératoires sur la soudure est étudié. Les

caractéristiques typiques d’une soudure sont établies puis l’influence des paramètres

opératoires sur ces caractéristiques est étudiée.

Enfin, le chapitre 6 est consacré à la discussion et aux perspectives. Le mécanisme de

formation de la soudure est alors évoqué ainsi que le mécanisme de modification de la

structure des renforts. Des voies d’optimisation sont alors proposées. Cette étude est

enfin transposée aux alliages 9Cr-ODS et les différences de comportement entre les

différents matériaux sont alors discutées.

Etude bibliographique - 1 -

Chapitre 1

Etude bibliographique

Les alliages ODS (Oxide Dispersion Strengthened) sont des matériaux récents

(premiers alliages ODS en 1946). Les études sur ces matériaux sont donc peu

nombreuses et encore plus restreintes en ce qui concerne les conséquences

métallurgiques de l’étape d’assemblage. Les progrès dans les techniques d’observations

de ces dernières décennies ont permis d’investiguer ces matériaux à différentes échelles

et ont aidé une meilleure compréhension des mécanismes de renforcement ainsi que leur

optimisation.

Dans ce chapitre, nous nous intéresserons dans un premier temps aux connaissances

actuelles sur ces alliages en focalisant sur leurs structures métallurgiques et les

modifications possibles de celles-ci lors de l’étape d’assemblage. Nous nous focaliserons

ensuite sur le procédé de soudage par résistance, procédé en phase solide appliqué dans

le cas de l’assemblage des gaines combustibles. Enfin nous feront une évaluation des

études déjà réalisées concernant le soudage par résistance de gainages combustibles en

alliage ODS afin d’identifier les problématiques actuelles.

1.1. Les alliages ODS

1.1.1. Propriétés générales

Les alliages ODS désignent la famille des matériaux possédant des particules

d’oxydes nanométriques uniformément réparties dans leur matrice métallique. Ces

nano-particules confèrent à ces alliages des propriétés thermomécaniques et

métallurgiques spécifiques.

Les alliages ODS sont des matériaux utilisés dans des applications mettant en jeu des

expositions prolongées dans des environnements à haute température. On trouve

principalement ces matériaux dans le secteur aéronautique [5] et dans le secteur de

l’énergie nucléaire civile [6].

- 2 -

La comparaison des propriétés de fluage d’un alliage ODS (ODS-EUROFER) avec un

alliage de matrice identique mais non renforcé par dispersion d’oxyde (EUROFER) est

présentée sur la Figure 1.1.

Figure 1.1 : Comparaison des propriétés de fluage pour un alliage ODS (ODS-EUROFER) et non ODS (EUROFER) [7]

On observe que l’alliage ODS présente un temps à la rupture plus long que le

matériau analogue non renforcé pour un même niveau de contrainte.

De manière générale, on constate qu’un alliage ODS, comparé à un alliage analogue

non renforcé, possède une limite élastique plus élevée et est moins ductile [8]. Il présente

une vitesse de fluage thermique plus faible et un temps à la rupture plus long [9].

1.1.2. Historique

Le développement des alliages ODS découle des études réalisées sur le tungstène

ductile par Fink et Coolidge de General Electric Laboratories en 1910 pour une

application sur les filaments d’ampoule [10]. Jeffries explique en 1918 les propriétés de

ce matériau par un phénomène influençant la croissance des grains [11]. En 1930,

Smith propose une méthode d’élaboration de ces matériaux par oxydation interne [12].

En 1946, les premiers alliages d’aluminium ODS sont fabriqués par SAP (Sintered

Aluminium Product), nom commercial déposé par Aluminum Industrie AG [13]. En 1966,

la technique de mécanosynthèse (Mechanical Alloying) est développée par Benjamin et

ses associés du centre de recherche Inco Paul Dyer Merica [14]. Cette technique est dans

un premier temps utilisée pour fabriquer des alliages ODS base nickel puis étendue à

des alliages ODS base fer.

Depuis, la mécanosynthèse, qui consiste au co-broyage de poudres pré-alliées et

d’oxydes, est la méthode de référence pour l’obtention des poudres qui sont ensuite

consolidées et mises en forme par différentes méthodes (extrusion à chaud, compression

isostatique à chaud, …) afin d’obtenir l’alliage ODS. Cependant, dans le cadre d’études

spécifiques, des matériaux modèles peuvent être réalisés par d’autres méthodes comme

l’oxydation interne ou la PVD (Physical Vapor Deposition) [15, 16].

Un grand nombre d’alliages peuvent être renforcés par dispersion d’oxydes. Les

renforts les plus couramment utilisés sont l’oxyde d’yttrium et l’oxyde de titane. Le

Tableau 1.1 présente les compositions chimiques d’alliages ODS commercialisés.


Matériau Base Cr Al Ti Y2O3 Ti2O3 Autre Fabricant

MA 956 Fe 20 4.5 0.5 0.5 INCO

MA 957 Fe 14 1 0.25 0.3Mo INCO

ODS Eurofer 97 Fe 9 0.25 FZK/Plansee

PM 2000 Fe 20 5.5 0.5 0.5 Plansee

DT Fe 13 2.9 1.8 1.5Mo Dour Metal

DY Fe 13 2.2 0.5 0.9 1.5Mo Dour Metal

MA 754 Ni 20 0.3 0.5 0.6 INCO

MA 6000 Ni 15 4.5 2.5 1.1 Mo/W//Zr/Ta INCO

Tableau 1.1 : Exemples de composition d’alliages ODS [17-19] commercialisés

1.1.3. Méthodes de fabrication

On s’intéresse ici à la méthode de fabrication de référence. Elle se déroule en deux

étapes principales : obtention d’une poudre de l’alliage puis consolidation. Ces étapes

sont schématisées sur la Figure 1.2 dans le cas d’une étape de mécanosynthèse à l’aide

d’un broyeur planétaire suivie d’une étape de filage à chaud.

Figure 1.2 : Etapes d’élaboration d’un alliage ODS par mécanosynthèse suivi d’un filage à chaud [20]

Lors de l’étape de mécanosynthèse, les poudres constituant la matrice métallique et

les poudres d’oxydes sont introduites dans un attriteur (ou broyeur). Cette étape est

aussi appelée l’étape de co-broyage. Durant cette étape, les grains de poudres subissent

des collisions. Une compétition entre soudage à froid et concassage permet une

incorporation de l’oxyde dans les grains de poudres pré-alliée tout en diminuant la taille

des oxydes et des poudres [18]. La taille des poudres après broyage varie de la dizaine à

la centaine de micromètres [21, 22]. Une image des poudres montrant leur taille et leur

morphologie est présentée sur la Figure 1.3.

Figure 1.3 : Image de poudre broyée (composition : Fe 18Cr-1W-0.3Ti-0.3Y2O3 (%m)) [23]

- 4 -

Après le co-broyage, les grains de poudre sont constitués de la matrice cristallisée et

d’amas d’oxydes amorphes. Ces poudres sont fortement écrouies et possèdent une densité

de dislocation élevée [24]. La recristallisation des oxydes a lieu lors de l’étape de

chauffage de la poudre avant mise en forme [20].

La poudre est enfin consolidée afin d’obtenir une préforme du matériau densifiée.

Deux techniques sont principalement utilisées : le filage à chaud et la compression

isostatique à chaud [25].

Dans des conditions d’élaboration adaptées, le matériau final obtenu possède une

densité supérieure à 99 % [8, 26]. L’objectif de cette méthode d’élaboration est l’obtention

d’une dispersion homogène d’oxydes de taille nanométrique dans la matrice.

1.1.4. Microstructure des alliages ODS

Du fait du procédé d’élaboration, les alliages ODS présentent, après consolidation,

une taille de grains très fine allant d’une taille submicronique à une taille de l’ordre de

quelques micromètres. Cependant, après un traitement thermique de recristallisation, il

peut apparaitre une structure à grains grossiers allant de l’ordre de plusieurs centaines

de millimètres jusqu’au centimètre [18]. La Figure 1.4 présente la microstructure, avant

et après recristallisation, d’un barreau de PM2000 compacté par extrusion a chaud.

Figure 1.4 : Barreau extrudé de l’alliage ODS PM2000 avant (a) et après (b) recristallisation à 1250 °C pendant 1 h [27]

On observe sur le bord du barreau recristallisé une taille de grains plus faible du fait

d’une densité de dislocation plus importante introduite lors de l’extrusion. En fonction de

l’application souhaitée, la structure en grains grossiers peut être recherchée pour sa

tenue accrue en fluage thermique à haute température comme dans le cas d’échangeurs

de vapeur de centrale thermique [28].

1.1.4.1. Structure des renforts

Dans les alliages ODS, la répartition des oxydes est souhaitée homogène. Cependant,

des variations de densité et de taille des précipités sont présentes au sein du matériau et

peuvent atteindre un facteur 3 d’un grain à un autre [29].

La répartition en taille des oxydes varie en moyenne et en dispersion selon les

alliages. Le Tableau 1.2 référence la taille moyenne des oxydes et leur densité en nombre

(nombre de particules dans un volume donné) pour différents alliages ODS base fer.

a Sens longitudinal Sens transverse

b

Sens

longitudinal


Matériau (composition) %massique

d’oxyde Taille

moyenne Densité en

nombre Référence

12Y1 (Fe–12Cr–0,25Y2O3) 0,25 % 10–40 nm 1020

-1021

m-3 [9]

12YWT (Fe–12Cr–2,5W–0,4Ti–0,25Y2O3) 0,25 % 3–5 nm 1,5.1023

m-3 [9]

MA957 (Fe-14Cr-1Ti-0,3Mo-0,25Y2O3) 0,25 % 11,7 nm 8.1020

m-3

[18]

MA956 (Fe-20Cr-4,5Al-0,5Ti-0,5Y2O3) 0,5 % 11,4 nm 1.1022

m-3 [18]

PM2000 KKL6 (Fe-20Cr-5,5Al-0,5Ti-0,5Y2O3) 0,5 % 28 nm 5.1020

.m-3

[30]

Tableau 1.2 : Taille et densité en nombre des renforts dans des alliages ODS de différentes compositions

La taille moyenne des oxydes varie donc fortement d’un alliage à un autre. Leur

cohérence avec la matrice dépend de la taille et de la nature des oxydes [29, 31].

La Figure 1.5 présente la structure de l’alliage MA956 observée par Microscopie

Electronique à Transmission (MET) après répliques extractives.

Figure 1.5 : Observation des renforts au MET sur MA956 [32]

La Figure 1.5 fait apparaitre des renforts de tailles différentes au sein d’un même

matériau. Les différences de tailles des oxydes peuvent témoigner d’une différence de

composition chimique [33]. Au cours de l’élaboration, la composition des oxydes peut se

modifier, notamment pour les oxydes d’yttrium, en s’alliant avec le titane ou l’aluminium

présent dans la poudre pré-alliée [34].

1.1.4.2. Mécanismes de renforcement

Les mécanismes de renforcement dus à l’addition des oxydes nanométriques ont fait

l’objet de plusieurs études [16, 17, 35-37]. Le mécanisme de renforcement dépend de la

température. Son identification est complexe du fait que ces alliages présentent aussi

des mécanismes de durcissement par réduction de la taille des grains (mécanisme de

Hall et Petch) [16] ou de nature chimique (transformation de phase, modification de la

taille et de la distribution des oxydes…) [36].

A basse température (en dessous de 500 °C [17] à 750 °C [37] selon les matériaux), le

renforcement lié à l’addition des particules d’oxydes est principalement expliqué par le

mécanisme d’Orowan. Ce renforcement est alors inversement proportionnel à la distance

moyenne entre obstacles (particules d’oxyde).

A plus haute température, le modèle d’Orowan tend à surestimer la limite élastique.

Un exemple de comparaison entre le calcul de la limite élastique en prenant en compte

un mécanisme d’Orowan et des résultats expérimentaux est présenté sur la Figure 1.6.

- 6 -

Figure 1.6 : Comparaison de la limite élastique mesurée et calculée en prenant en compte le mécanisme d’Orowan (σOr), le durcissement de BaileyŔHirsch (σBH) ainsi

que le modèle de ArztŔRöslerŔWilkinson (σp) [38]

Le mécanisme d’Orowan n’explique plus correctement le mécanisme de renforcement

à haute température. Un mécanisme combiné d’ancrage des dislocations et de

franchissement par montée des dislocations, appelé aussi mécanisme de Srolovitz, peut

expliquer le renforcement observé sur les alliages ODS à haute température comme

proposé dans [37, 39]. La modélisation de ce phénomène est alors réalisée par une loi

d’Orowan corrigée par la notion de « contrainte seuil ». Cependant, il est alors nécessaire

de prendre en compte le fait que seule une partie des oxydes réalise effectivement cet

ancrage. On retrouve alors la dépendance du renforcement avec l’inverse de la distance

entre obstacles.

1.1.5. Synthèse

Les alliages ODS sont fabriqués par mécanosynthèse afin de réaliser une dispersion

d’oxyde nanométrique homogène au sein de la matrice. Cette répartition est garante des

propriétés mécaniques du matériau notamment à haute température.

La densité en nombre et la taille des renforts sont des paramètres importants du

mécanisme de renforcement par dispersion d’oxydes. Une modification de ces paramètres

peut donc engendrer une modification locale des propriétés mécaniques de l’alliage ODS.

1.2. Stabilité des oxydes nanométriques

Dans ce paragraphe, nous nous intéressons uniquement aux alliages ODS à base fer.

1.2.1. Effet de la température

Nous nous intéressons ici à la stabilité des oxydes sous l’effet de la température. Les

alliages ODS peuvent être soumis à l’effet de la température dès l’étape de consolidation

mais aussi après compaction lors de traitements thermiques par exemple.

La Figure 1.7 montre l’effet de la température lors de l’étape de consolidation (par

filage à chaud dans cet exemple) d’un alliage ODS sur la taille de grains, la taille des

oxydes et leur densité en nombre [23].


Figure 1.7 : Influence de la température de filage (et de préchauffage) sur la structure d’un alliage ODS (Fe-18Cr-1W-0,3Ti-0,3Y2O3) [23]

Après compaction et mise en forme, les traitements thermiques ont aussi une

influence sur la structure des renforts. Le Tableau 1.3 montre en exemple des données

sur l’évolution de la taille et de la densité en nombre des renforts en fonction de

différents traitements thermiques.

Matériau (composition)

Etat initial Température Temps Taille moyenne des précipités

Densité en nombre

Référence

MA957 (Fe–14Cr,0.9Ti, 0.3Mo,

0.25Y2O3 )

Extrudé à 1100°C

0 900 950 1000

0 3000 h 3000 h 3000 h

2,1 nm 2,2 nm 2,6 nm 3,1 nm

3,9.1023

m-3

5.1023

m-3

1,6.1023

m-3

1,4.1023

m-3

[40]

MA957 (Fe-14Cr-1Ti-0.3Mo-

0.25Y2O3)

Extrudé à 1100°C puis

laminé a 1100°C

0 1225 1350

0 1 h 1 h

11,7 nm 25,6 nm 33,6 nm

8.1020

m-3

[18]

14YWT (Fe–14Cr–3W–0.4Ti–

0.35Y2O3)

Extrudé à 850°C

0 1000

0 1 h

1 nm 1 nm

4.1023

m-3

1.1023

m-3

[41]

MA956 (Fe-20Cr-4.5Al-0.5Ti-

0.5Y2O3)

Extrudé à 1100°C puis

laminé a 1100°C

0 950 1470

0 1 h 1 h

11,4 nm 16,5 nm 34,1 nm

10.1021

m-3

[18]

PM2010 (Fe-20Cr-5.5Al-0.5Ti-1Y2O3)

Barre recristallisée

0 1200 1300 1350 1350

0 110 h 110 h 110 h 300 h

15 nm 19 nm 26 nm 31 nm 45 nm

[42]

Tableau 1.3 : Evolution de la taille et de la densité en nombre des renforts en fonction de différents traitements thermiques sur des aciers ODS

D’après ces données, on observe que l’augmentation de la taille des oxydes dépend de

la température atteinte, du temps d’exposition à ces températures, ainsi que de l’état

initial du matériau. D’après ce tableau, on observe que plus la taille initiale des oxydes

est importante plus l’augmentation de taille est importante. Des températures

supérieures à 1000 °C entrainent un accroissement notable de la taille des oxydes.

1.2.2. Effet d’une modification de la microstructure

Le diagramme d’équilibre fer Ŕ chrome est présenté sur la Figure 1.8.

- 8 -

Figure 1.8 : Diagramme fer-chrome [43]

Pour les alliages dont la teneur en chrome équivalent est inférieure à 11,5% en masse,

la transformation de phase ferrite (structure cubique centrée) Ŕ austénite (structure

cubique faces centrées) entraine une modification de la microstructure.

Pour les alliages à plus haute teneur en chrome, il n’y a pas de transformation

martensitique possible. Cependant, dans les deux cas, une modification de la

microstructure peut intervenir lors d’une étape de recristallisation.

1.2.2.1. Recristallisation

La recristallisation désigne une réorganisation de la structure cristalline sous l’effet

de la température et de l’état d’écrouissage de la matrice du matériau [44]. On distingue

plusieurs types de recristallisation :

La recristallisation primaire consiste en une étape de germination puis une

étape de croissance normale des grains aux dépens de la matrice écrouie ;

La recristallisation anormale ou secondaire consiste en une augmentation de la

taille des grains aux dépens de grains déjà recristallisés (phénomène de

coalescence).

La taille de grain obtenue après recristallisation ainsi que le passage d’un mécanisme

de restauration à celui de recristallisation dépend de la quantité de dislocation

introduite dans le matériau par déformation (une quantité minimale ou seuil est

nécessaire) ainsi que de la température et de la durée du traitement thermique. Plus un

matériau est écroui plus le nombre de germes, prémices de nouveaux grains, est

important entrainant des grains plus nombreux et plus petits après la recristallisation

primaire. Plus la température ou le durée de traitement thermique est grand plus les

grains sont de tailles importantes (croissance puis coalescence).

Lorsque la vitesse de déformation et la température sont élevées, comme lors d’un

procédé de mise en forme à chaud, la recristallisation peut intervenir en cours de

déformation. On parle alors de recristallisation dynamique.

La recristallisation s’accompagne d’un mouvement des joints de grains au travers du

matériau qui est gêné par les renforts dans le cas des alliages ODS. On observe alors des

températures de recristallisation plus importantes que pour un alliage analogue non

ODS [24]. La recristallisation d’un alliage ODS est plus difficile à contrôler du fait des


températures élevées nécessaires qui entrainent un passage rapide vers un stade de

recristallisation secondaire entrainant une structure à très gros grains [18, 27, 45-47].

1.2.2.2. Modifications des renforts liées à une transformation de la microstructure

Une recristallisation s’accompagne d’un déplacement des joints de grains ainsi que

d’une modification de l’orientation cristallographique des grains. Une transformation de

phase entraine une modification de la structure et de l’orientation des grains.

Yamamoto [48] observe une augmentation de la taille des renforts lors du passage de

la ferrite à la martensite pour un acier ODS à 9 % de chrome. Cette augmentation de la

taille n’est pas observée dans la ferrite résiduelle.

Cette observation est mise en relation avec les résultats de Yazawa [49] qui observe

un augmentation de la taille de carbures de vanadium nanométriques associée à une

perte de cohérence avec la matrice lors de la recristallisation de ce matériau. Yazawa

indique dans ses conclusions que l’augmentation de la taille des carbures peut être liée à

la fois aux changements dans les énergies de surface accroissant la force motrice de

croissance des précipités et aussi à la diffusion assistée par le déplacement des joints de

grains lors de la recristallisation.

Zhang [50] propose un mécanisme d’interaction entre les boucles de dislocations et les

oxydes nanométriques. Dans ce mécanisme, les boucles se forment par le mécanisme de

Franck et Read autour des particules de tailles importantes (oxyde de titane et

d’aluminium) et génèrent une force attractive sur les petites particules d’oxydes (oxyde

d’yttrium) qui se regroupent alors autour des grosses. Ce mécanisme est schématisé sur

la Figure 1.9.

Figure 1.9 : Mécanisme de grossissement des renforts proposé par Zhang [50]

1.2.3. Synthèse

La dispersion d’oxydes des alliages ODS, garante des propriétés mécaniques à haute

température, peut être modifiée sous l’effet de sollicitations thermiques et mécaniques.

Afin de conserver les propriétés mécaniques des alliages ODS, il est nécessaire

d’éviter de modifier leur microstructure au cours des étapes de fabrication et

d’assemblage. L’étape de soudage doit donc être optimisée en ce sens.

1.3. L’assemblage des alliages ODS

Des synthèses bibliographiques ont été réalisées sur le soudage des alliages ODS [4,

19, 51, 52]. Les conclusions principales de ces études sont présentées dans les

paragraphes suivants.

- 10 -

1.3.1. Procédé de soudage par fusion

Les procédés de soudage par fusion peuvent entrainer sur les alliages ODS une perte

de propriétés mécaniques à haute température du fait d’un regroupement des oxydes, de

leur grossissement ou de leur ségrégation liée a un phénomène de drainage [51] et donc

finalement de la diminution localisée de leur densité en nombre [53].

Une perte de propriétés mécaniques peut aussi survenir lorsque les structures de

solidification ne correspondent pas à l’orientation de grains souhaitée pour maximiser la

résistance dans la direction de sollicitation [54].

Les procédés à haute densité d’énergie comme le faisceau d’électrons et le laser

peuvent être utilisés pour créer une zone fondue de taille faible avec des cinétiques

rapides limitant ainsi la modification de microstructure. Des recuits après soudage au

dessus de la température de recristallisation peuvent améliorer la tenue mécanique des

joints soudés par ces méthodes. Cependant les propriétés mécaniques restent inférieures

à celle du métal de base.

Dans le cadre de fabrication de gainage pour des essais d’irradiation dans BOR-60

(RNR-Na expérimental russe), une collaboration entre JNC et Russian RIAR [55] à

permis de réalisé des soudages par TIG du bouchon inférieur en alliage ferritique-

martensitique non ODS (05Cr12Ni2Mo) sur des gaines ODS ferritique ou martensitique.

Un exemple de morphologie de cette soudure sur une gaine 9Cr martensitique ODS

(Mm13) est présenté sur la Figure 1.10.

Figure 1.10 : Microstructure d’une soudure TIG entre une gaine 9Cr ODS et un bouchon inférieur non ODS [55]

Les caractéristiques de la soudure (fissure, pores, inclusion …) ne dépassent pas la

limite autorisée pour les irradiations BOR-60 (ces spécifications ne sont pas

renseignées). Les tests de tractions à 20 °C et 400 °C ont cependant montré des ruptures

coté gaine, proche du joint soudé. Les auteurs mettent en cause une « disparition » des

particules d’oxydes. Cependant, les tests d’éclatement ont montré des ruptures dans la

gaine et le joint soudé conserve son intégrité. On notera que deux autres études [56, 57]

ont montré la présence importante de porosités dans des soudures réalisées par des

procédés de fusion comme montré sur la Figure 1.11. Selon Inoue et al. [57], au dessus de

1200 °C, des bulles d’argon peuvent se former aux joints de grains. Cependant, il n’est

pas possible de savoir dans la publication, si l’argon provient du gaz de protection de l’arc

ou de gaz initialement présents dans le matériau.


Figure 1.11 : Coupe macrographie de deux soudure réalisé par procédé de soudage par fusion ; gauche : Soudage par laser [57] ; Droite : Soudage TIG [56]

Dans l’ensemble, les procédés par fusion diminuent les propriétés mécaniques à haute

température et les procédés en phase solide sont donc préconisés.

1.3.2. Procédé de soudage en phase solide

Les procédés de soudage en phase solide sont donc préconisés du fait de la possibilité

d’une faible modification de la microstructure et de la structure des renforts. Différentes

techniques ont été envisagées pour le soudage en phase solide des aciers ODS.

L’optimisation de ces techniques dépend de l’application et de la géométrie à souder [4].

Le Tableau 1.4 présente les principaux procédés de soudage en phase solide appliqués

aux alliages ODS. Il présente les caractérisations mécaniques et les observations

microstructurales associées. Ce tableau est ensuite détaillé dans les paragraphes

suivant. Le soudage par résistance en bout, objet de ce travail, sera présenté au

paragraphe 1.5.3.

- 12 -

Procédé Géométrie Matériaux Caractérisation Conclusions Références

Soudage par

étincelage

Non précisée

MA956

Observations métallurgiques

Joints soudés sans défaut Modification de l’orientation des grains

Modification de la taille de grains [4]

Traction à 982 °C

Rupture dans la zone où l’orientation des grains est la plus modifiée

Friction inertielle

Cylindrique MA956


3 zones caractéristiques : (du joint soudé vers le matériau de base)

A : Grains équiaxes recristallisés dynamiquement;

B : Petits grains (plus petit que A) recristallisés dynamiquement;

C : Grains allongés (matériau de base) désorientés.

[4, 19, 58, 59]

Caractérisation des renforts de

grande taille (>100nm)

Modification de la taille, de la forme et de la composition dans les zones A, B et C ;

Agglomération des petites particules autour des plus grosses

Modification plus importante dans les zones les plus déformées du fait d’agglomération

aidée par des phénomènes liés aux déformations plastiques

[58]

Traction à 20 °C et 650 °C

Rupture hors de la zone soudée à des niveaux proches du matériau de base

[58]

Fluage à 650 °C

Rupture dans la région B ou dans la région C (pour des soudures réalisées avec une force

plus importante) du fait d’une modifications de l’orientation des grains et/ou de la dispersion

d’oxyde

[58]

Soudage diffusion

Variée MA956 MA957 PM2000


Présence d’une zone à petits grains recristallisés à l’interface

Possibilité d’obtenir une recristallisation secondaire à travers le joint soudé pour des

déformations faibles Observation de porosités

[4, 19]

Caractéristiques mécaniques à

20°C

Résultats variés en fonction de la configuration

Possible rupture au niveau de l’interface soudé en cisaillement

[4]

Traction à 750 °C

Reproductibilité difficile Résistance pouvant dépasser celle du

matériau non soudé [60]

Soudage par

impulsion magnétique

Cylindrique MA956 MA957 sur HT9


Formation de la structure caractéristique en vagues

Soudage possible avec une énergie plus élevée qu’un acier analogue non ODS Fissure dans l’acier HT9 (non ODS)

Pas de précision sur la microstructure

[4]

Friction malaxage (Friction

Stir Welding)

Plaque

MA956 MA957 PM2000

EUROFER ODS


Recristallisation dynamique dans la zone affectée thermomécaniquement

Formation de grains équiaxes de tailles supérieures aux grains du matériau de base non recristallisés mais de tailles inférieures

aux grains recristallisés après recristallisation secondaire

[4, 19, 28]

Caractérisation des renforts

Modification possible de la taille, de la forme et de la composition des oxydes dans la zone

recristallisée

[4, 19, 61-63]

Caractéristiques mécaniques à

20°C

Diminution de la dureté dans la zone affectée Pas de caractérisation à haute température ou

en durée de vie [4, 62]

Tableau 1.4 : Caractéristiques principales de soudures réalisées sur des alliages ODS par différents procédés de soudage en phase solide


1.3.2.1. Soudage par étincelage [4]

Deux macrographies de soudures réalisées en soudage par étincelage sur MA956 sont

présentées sur la Figure 1.12.

Figure 1.12 : Soudure sur MA956 réalisée par étincelage. a : Avant optimisation du procédé, b : après optimisation du procédé [4] (échelle non communiquée)

Après optimisation, le joint soudé ne présente pas de défaut de compacité d’après les

auteurs. Cependant, on observe que l’orientation des grains est fortement modifiée et

qu’une zone fondue peut apparaitre à l’interface lorsque le procédé n’est pas optimisé.

Des ruptures en traction à 982 °C dans la zone où l’orientation des grains est la plus

modifiée ont été observées [4].

1.3.2.2. Soudage par friction inertielle [58]

La macrographie d’une soudure réalisée en soudage par friction inertielle sur MA956

est présentée sur la Figure 1.13.

Figure 1.13 : Soudures sur MA956 réalisée par friction inertielle [58]

En partant de l’interface, on observe trois zones possédant des microstructures

différentes avant de retrouver le matériau de base. Au niveau de l’interface et s’étendant

sur 100 µm, on observe une zone A contenant des petits grains équiaxes recristallisés

dynamiquement puis ayant grossis sous l’effet de la température. Dans la zone B située

sur une centaine de micron après la zone A, on observe à nouveau des petits grains

recristallisés dynamiquement mais de taille inférieure du fait des températures plus

faibles. Enfin la zone C s’étendant sur plus d’un millimètre et possède la structure du

matériau de base simplement déformée plastiquement par la force appliquée. Dans les

zones A, B et C déformées plastiquement, une modification de la taille, de la forme et de

la composition des oxydes à été observée.

A B C Matériau de base

b a

- 14 -

Les essais de traction à 20 °C montrent une tenue mécanique proche de celle du

matériau de base et des ruptures localisées hors de l’interface soudée. Cependant les

essais en fluage à 650 °C montrent une tenue des pièces soudées bien inférieure à celle

du matériau à l’état de réception. Pour les soudure réalisée sous faible pression

(50 MPa), les ruptures apparaissent dans l’une des trois région A, B ou C. Pour les

soudures réalisées sous forte pression (150 MPa), les ruptures apparaissent dans la

région C possiblement du fait que certains grains sont alignés à 45° de la direction de

sollicitation et sont donc alignés avec la contrainte de cisaillement maximale.

1.3.2.3. Soudage par friction malaxage [63]

La macrographie d’une soudure réalisée en soudage par friction malaxage (FSW) sur

PM2000 est présentée sur la Figure 1.14.

Figure 1.14 : Soudure sur PM2000 réalisée par friction malaxage (suivi d’une recristallisation secondaire) [63]

Le procédé de FSW a engendré une recristallisation de la zone affectée par le procédé.

La taille des grains varie dans cette zone en fonction du taux d’écrouissage amené par

l’outil. Au cours du procédé mais aussi au cours du traitement thermique ultérieur, la

composition chimique des oxydes peut être modifiée.

1.3.2.4. Soudage par impulsion magnétique [4]

Deux macrographies de soudures réalisées en soudage par impulsion magnétique sur

MA956 et MA957 sont présentées sur la Figure 1.15.

Figure 1.15 : Soudure sur MA 956 (gauche) et MA 957 (droite) réalisée par impulsion magnétique [4] (échelle non communiquée)


On observe les vagues caractéristiques pour les soudures réalisées par impulsion

magnétique. Aucune information concernant l’évolution des microstructures ou des

oxydes n’a été trouvée.

1.3.2.5. Soudage par diffusion [60]

Les auteurs rapportent l’observation d’une zone recristallisée sous forme de petits

grains alignés le long de l’interface soudée. Après un traitement thermique, il est

possible d’obtenir une recristallisation à travers l’interface sous condition que le soudage

ait été réalisé avec une force faible. Cependant, des porosités de quelques microns

peuvent apparaitre à l’interface. Des essais de tractions à 750 °C ont montré la

possibilité de réaliser des soudures ayant une tenue mécanique à haute température

supérieure à celle du métal de base.

1.3.3. Synthèse

Les différents procédés de soudage mettent en jeu des déformations et/ou des

températures qui entrainent une modification de la microstructure de base soit par

déformation des grains, soit par recristallisation dynamique. Des modifications de la

structure des renforts sont alors observées dans les zones les plus déformées et dans les

zone recristallisées (FSW et Friction rotative) ce qui est cohérent avec les phénomènes

observés lors de la recristallisation décrits dans le paragraphe 1.2.2. L’impact de ces

modifications sur la tenue mécanique des assemblages soudés peut être négligeable sur

des essais de type traction à froid mais peut avoir un impact sur les essais réalisés à

haute température [58].

Les procédés de soudages en phase solide engendrent des sollicitations thermiques et

mécaniques pouvant causer des phénomènes de recristallisation dynamique. Ces

phénomènes peuvent modifier localement la dispersion d’oxydes nanométriques et

dégrader les propriétés mécaniques de l’assemblage.

1.4. Soudage des gainages combustibles

Un gainage combustible d’un RNR-Na est formé d’un tube d’une épaisseur de 0,5 mm

environ et de plusieurs mètres de longueur fermé aux deux extrémités par un bouchon.

Ce bouchon doit assurer l’étanchéité. Un schéma d’un gainage combustible est présenté

Figure 1.16.

Figure 1.16 : Schéma d’un gainage combustible pour RNR-Na [3]

En condition normale, le gainage est soumis à des contraintes thermiques

(température de fonctionnement prévue pour les RNR-Na de 550 °C), mécaniques

(augmentation de la pression interne de la gaine avec le temps, pression finale prévue de

100 MPa) et neutroniques (dose prévue supérieure 150 dpa). Le soudage du bouchon sur

la gaine doit donc éviter toute altération des propriétés du matériau.

- 16 -

1.4.1. Le contexte du soudage des gainages combustibles en France

En France, entre 1973 et 1986, le soudage par procédé TIG est le procédé de référence

pour les nuances utilisées dans les RNR-Na durant cette période (alliage 316 puis 316 Ti

en 1985 puis 15-15 Ti en 1986) [64]. Cependant des procédés de soudage alternatifs

(brasage, soudage par laser, soudage par résistance, soudage par friction inertielle,

soudage par faisceau d’électrons, soudage par impulsion magnétique) sont étudiés

notamment pour les alliages jugés insoudables par TIG du fait de l’ajout de phosphore

comme le 316 Ti dopés au phosphore. Cependant en 1994, aucun de ces procédés n’était

entré en vigueur du fait que la nouvelle nuance AIM1 (15-15 Ti optimisé) ne posait pas

de difficulté particulière de soudage par TIG [64].

Concernant les réacteurs à eau pressurisée (alliage Zircaloy), le procédé de référence

utilisé jusque dans les années 90 a été le soudage TIG. Ce procédé a été remplacé par le

procédé laser dans les années 90 pour des questions de production et d’automatisation

[65]. Jusqu’en 2007, le soudage est réalisé par laser pour le bouchon et par TIG pour le

queusot (nécessaire pour la mise en pression du gainage avant mise en place dans le

cœur). Suite à l’apparition de fuites sur l’alliage M5, le procédé de soudage par résistance

remplace le procédé de soudage par laser [66].

1.4.2. Le soudage par résistance des gainages combustibles [67]

Compte tenu de la forte concurrence dans le domaine, peu d’informations concernant

les détails des procédés industriels utilisés par les différents fabricants ont été trouvées.

Le soudage par résistance des gainages combustibles en alliage de zirconium possède un

retour d’expérience important du fait de son utilisation depuis les années 70 en Russie.

Ce procédé a aussi été largement utilisé pour les gainages des réacteurs canadiens de

type CANDU. Depuis 2007, ce procédé est utilisé pour la fabrication des gainages pour

les REP en France.

La Figure 1.18 montre le schéma d’une installation de soudage par résistance ainsi

qu’une soudure réalisée pour des gainages en alliage de zirconium.

Figure 1.17 : a. Schéma d’un appareil de soudage par résistance pour gainages combustibles. b. Soudure réalisée par soudage par résistance sur des gainages en

zirconium (nuances et échelle non communiquées)

On observe que l’installation de soudage proposée permet de réaliser la soudure tout

en maintenant la tolérance sur la taille du bourrelet extérieur et évite ainsi de le

supprimer mécaniquement lors d’une opération ultérieure. On parle alors de USW

(Upset Shape Welding). On observe sur la soudure une zone fortement déformée

composée de petits grains, témoins d’une recrystallisation dynamique.

Les soudures réalisées par ce procédé ont pour caractéristiques :

peu ou pas de zone fondue ;


la présence de zone de petits grains proches de l’interface obtenues par

recristallisation dynamique;

une faible extension de la zone affectée thermiquement ;

peu ou pas de contamination ;

un contrôle des soudures à l’aide de mesures en ligne ;

des contrôles non destructifs difficiles à mettre en place ;

l’nfluence importante de la propreté des pièces à souder ainsi que la précision

de leur usinage.

Le soudage par résistance permet de plus l’économie de la soudure du queusot

puisque la mise en pression de la gaine peut être réalisée en même temps que l’opération

de soudage.

Il est cependant important de rappeler que le cahier des charges pour le soudage des

alliages ODS est plus restrictif que celui pour les alliages de zirconium qui peuvent

endurer plus facilement un passage local en phase liquide. Par exemple, la

recristallisation dynamique apparaissant en cours de soudage par résistance des alliages

de zirconium et listée dans les éléments bénéfiques du procédé peut être dommageable

pour les alliages ODS comme indiqué dans le paragraphe 1.2.2.

1.4.3. Le soudage des gainages combustibles en alliage ODS

Le soudage des alliages ODS appliqué au gainage combustible doit répondre aux

critères de soudabilité de ces alliages ainsi qu’aux critères liés à l’application nucléaire.

L’étude bibliographique sur le soudage des alliages ODS dans le cadre du soudage

d’un gainage combustible a été réalisée par Monnier [19] puis synthétisée sous la forme

d’un tableau récapitulatif dans un second temps [68]. Ce tableau présentant les

avantages et les inconvénients des différentes techniques de soudage en phase solide est

exposé ci-dessous.

- 18 -

Méthode Atouts Inconvénients

Soudage par friction (pilotée ou inertielle)

Temps de soudage courts, préparation de surface minimale, automatisation aisée, tenue en traction à froid et à

chaud proche de celle du MB

Grandes déformations propices à des modifications de la microstructure initiale

proche de l'interface soudée, agglomération des dispersoïdes

nanométriques observée, tenue au fluage diminuée par rapport au métal de base

Soudage par diffusion

(CIC ou SDU)

Soudures de bonne compacité, pas de porosité ni d'inclusions par compression

isostatique à chaud (CIC). Le Soudage Diffusion Uniaxial (SDU) parait plus adapté pour l'assemblage

des gaines combustibles

Nucléarisation. Grande influence de l'état de surface initial

Soudage par impulsion magnétique

Très peu de chaleur générée donc risque amoindri de modification de la

microstructure initiale

Difficultés d'industrialisation observée dans les années 1980, mauvaise

reproductibilité, état de surface initial très influent, fissurations observées sur

matériau ODS

Soudage par friction-malaxage

Faisabilité prouvée sur des tôles en ODS base Fe d'épaisseur 6mm

Nucléarisation complexe, peu de retour d’expériences actuellement, existence

d'une zone malaxée qui peut induire une ségrégation des dispersoïdes

nanométriques, modification de la microstructure et de la distribution des

dispersoïdes observée sur matériau ODS

Soudage par résistance

Nucléarisation immédiate (travail sous boîte à gants), mise en œuvre et

industrialisation envisageables à court terme, coût d'installation et de

fonctionnement bas, maintenance aisée et de bas coût, opération de soudage en

phase solide uniquement ou phase liquide expulsée, retour d’expériences

positif

Tableau 1.5 : Synthèse des avantages et inconvénients des différentes méthodes de soudage en phase solide d’une gaine combustible en acier ODS [68]

On distingue dans ce tableau deux catégories d’arguments. Les arguments liés aux

matériaux et les arguments liés à l’industrialisation du procédé dans le cas du gainage

combustible (géométrie et nucléarisation). Pour ces derniers, le soudage par résistance

est en avance puisque ce procédé est déjà utilisé pour le soudage des gainages

combustibles en alliage M5. Cependant, la difficulté à réaliser des contrôles non

destructifs sur les pièces soudées par résistance peut être ajoutée à la case inconvénients

ainsi que la précision nécessaire de l’usinage des surfaces de contact.

D’un point de vue matériaux, le soudage par résistance, tout comme les autres

procédés, peut créer des altérations des propriétés mécaniques lorsque les paramètres

opératoires ne sont pas optimisés [56]. Après optimisation, ce procédé a montré sa

capacité à réaliser des soudures de bonne tenue mécanique tout comme d’autres procédés

tel que le soudage par diffusion ou par friction.

1.4.4. Synthèse

Compte tenu des avantages du soudage en phase solide pour les alliages ODS et du

retour d’expériences sur le soudage par résistance appliqué au gaine combustible, le

soudage par résistance semble être un procédé prometteur pour la réalisation des

soudures du bouchon des gainages combustibles en alliage ODS [2, 19].


1.5. Le soudage par résistance

1.5.1. Principe [69]

Le soudage par résistance a été inventé par E. Thomson en 1877. Il reprend le

principe du soudage par forgeage (action mécanique sur un matériau chauffé).

L’élévation de température est obtenue par effet Joule.

En soudage par résistance, une force est appliquée pour maintenir les pièces à souder

en contact. Un courant est alors imposé à travers les pièces au moyen d’électrodes. Il y a

échauffement des interfaces et des volumes par effet Joule. L’action combinée de la force

et de la température permet la réalisation du soudage.

1.5.2. Le soudage par résistance en bout

En soudage par résistance en bout, les deux pièces sont prises dans des électrodes

puis mises en contact l’une avec l’autre et maintenues en place sous l’effet d’une force.

On distingue deux catégories de soudage en bout : le soudage par étincelage et le

soudage conventionnel en bout. L’étude porte sur le soudage conventionnel en bout pour

lequel le contact entre les deux pièces est maintenu fermé tout au long du procédé.

1.5.2.1. Description du procédé

Le procédé de soudage par résistance en bout se déroule en plusieurs étapes comme

présenté sur la Figure 1.18.

Figure 1.18 : Schéma des différentes étapes du procédé de soudage par résistance en bout

Les pièces sont tout d’abord prises dans des électrodes. Une force de contact est

ensuite appliquée entre les deux pièces afin de réaliser la mise en place et le maintien de

celle-ci. Cette phase est appelée l’étape d’accostage.

Un courant est alors imposé à travers les pièces. Ce courant peut avoir différentes

formes (alternatif, redressé, lissé…). Durant cette étape, les pièces chauffent par effet

Joule. C’est l’étape de soudage.

Force

Courant

Electrodes Pièces

Bourrelet

de soudage

Force

Courant

Temps de soudage

Soudage Forgeage Accostage

Temps

- 20 -

Enfin, la force est maintenue après le passage du courant pendant que les pièces

refroidissent. La valeur de la force peut être volontairement modifiée durant cette étape.

La force est enfin relâchée et les pièces laissées libres de tout bridage mécanique.

Les paramètres opératoires principaux sont la force appliquée (Fs), l’intensité du

courant imposé (Is) et le temps de passage du courant (ts) (stricto sensu, il s’agit d’une

durée de soudage mais ce paramètre est systématiquement appelé temps de soudage).

1.5.2.2. Phénomènes physiques au cours du procédé

Durant la phase d’accostage, les pièces sont mises en contact. Lorsque deux solides

sont mis en contact, il y a formation d’une zone macroscopique de contact qui à l’échelle

microscopique est formée par un nombre réduit d’aspérités en contact mécanique [70].

On peut alors observer une résistance de contact électrique (RCE) et thermique (RCT)

entre ses deux solides. Ces résistances dépendent des propriétés physiques des

matériaux et de leur état de surface (rugosité, impuretés…) [71]. Au cours de l’accostage,

il y a écrasement à froid des aspérités sur les surfaces des pièces en contact et

augmentation de la taille du contact à l’échelle microscopique. On observe alors une

diminution des résistances de contact électrique et thermique [72].

Au début du passage du courant, l’échauffement est localisé sur la surface de contact

entre pièce sous l’effet de la résistance de contact électrique. Le chauffage est très rapide

au niveau des aspérités qui s’écrasent du fait d’un dépassement de la limite élastique et

la possibilité de fusion locale [73]. La résistance électrique entre pièces mais aussi entre

pièce et électrode diminue. La température augmente alors dans les matériaux massifs

de par la conduction depuis le contact mais aussi de par la résistivité propre des

matériaux. Il y a alors déformation plastique des pièces avec formation d’un bourrelet de

soudage. En cas de formation de métal fondu, celui-ci peut être expulsé sous l’effet de la

force appliquée.

1.5.3. Le soudage par résistance appliqué aux gainages combustibles en

alliage ODS

On notera le travail important de trois équipes sur le soudage par résistance de

gaines combustibles en acier ODS. En Russie, le soudage par résistance est aussi utilisé

mais trop peu d’information sont accessible [74]. Les travaux menés sont synthétisés

dans le Tableau 1.6 puis détaillés par la suite.


CEN/SCK (Belgique) Centre Idaho (USA) JNC (Japon)

Matériaux bouchon Aciers non ODS austénitiques, ferritiques, bainitiques et

martensitique allant de 9 à 22% Cr et de 0 à 33% Ni

Aciers ODS à 13%Cr

HT9 (12%Cr, martensitique, non ODS)

9% et 12%Cr ODS

Matériaux gaine MA957 (14%Cr renforcé Y2O3)

et 1DK1 (composition non communiquée)

9% et 12%Cr ODS

Epaisseur de gaine (µm)

340 à 375 400 400

Diamètre externe bouchon (mm)

5,2 à 6,1 7,6 à 7,9 6,9

Diamètre externe gaine (mm)

5,2 à 6 6,9 à 7,5 6,9

Intensité du courant (kA)

12 à 15 11 à 16 19

Temps de soudage (ms)

10 à 60 33,3 16

Forme du courant Alternatif Non précisé Non communiqué

Force appliquée (N) 600 à 1200 4500 7000

Longueur de gaine dépassant de

l’électrode (mm) 0,4 à 1 1,27 Non communiqué

Caractérisation réalisées

Métallographies ; Mesures en cours de soudage ; Etanchéité

Simulation par éléments finis ; Métallographies ; Mesures en

cours de soudage ; Caractérisation en EDS-MEB

Métallographies ; Etanchéité ;

CND ultrason ;

Tests mécaniques réalisés

Fatigue; Fluage; Eclatement à 700°C; traction

Pliage jusqu’à 400°C; éclatement jusqu’à 760 °C;

traction

Traction ; Pression interne ; Eclatement jusqu’à 800°C ; Traction à 20 °C et à 700 °C

Référence [75, 76] [56, 77] [55, 78]

Tableau 1.6 : Synthèse des études existantes sur le soudage par résistance des gainages combustible en acier ODS [55, 56, 75-78]

1.5.3.1. CEN/SCK (Belgique) [75, 76]

Dans une première publication [75], les gaines étudiées ont un diamètre externe de

6 mm et une épaisseur de 340 µm alors que le bouchon a un diamètre externe de 6,1 mm.

Les matériaux utilisés sont des alliages ODS à 13%Cr. Le courant utilisé est un courant

alternatif à 50 Hz. La description du procédé indique que la gaine plus fine s’échauffe

plus rapidement que le bouchon qui sert alors de bélier forgeant la gaine. Lors de

l’échauffement, la partie de la gaine dépassant de l’électrode se trouve dans un gradient

de température du fait du refroidissement assuré par les électrodes. Ce gradient dépend

de la longueur de gaine dépassant de l’électrode (Lg). Lorsque la température augmente,

le bouchon écrase la gaine diminuant ainsi la longueur de gaine dépassant de l’électrode.

Les auteurs supposent qu’un équilibre se met alors en place et qu’une augmentation de

température soudaine se traduit par une diminution de la longueur de gaine, ramenant

le système vers des températures plus basses. De ce fait, les auteurs supposent que le

soudage ou le forgeage a toujours lieu à la même température quelles que soit les

conditions de chauffage.

Cependant, cet équilibre ne peut être atteint que dans des conditions statiques. C’est

pour cela que la capacité d’accélération du bouchon doit être la plus grande possible. Une

façon d’éviter la nécessité d’atteindre des accélérations trop élevées consiste à réduire la

longueur de gaine dépassant de l’électrode.

Les auteurs insistent sur l’importance des électrodes dans le procédé de soudage. Ils

indiquent que l’électrode enserrant la gaine est chanfreiné sur 400 µm à 45 ° ce qui

- 22 -

augmente la qualité des soudures. Aucune information supplémentaire n’a pu être

trouvée.

Les premiers essais réalisés montraient que les meilleures soudures étaient réalisées

pour un soudage sur 3 périodes (60 ms), un bouchon à contact plat avec un

contre-perçage pour équilibrer l’échange de chaleur entre la gaine fine et le bouchon

massif. Les tests en fatigue ne laissent pas apparaitre de défaut au niveau de la soudure.

Les résultats sont meilleurs après un traitement thermique de détensionnement à

1050 °C pendant 15 minutes montrant l’importance des contraintes internes introduites

durant le procédé. Cependant le contact plat a été par la suite abandonné pour plusieurs

raisons :

L’alignement entre gaine et bouchon est difficile ;

Si le chauffage commence en un certain point de la circonférence, ce point

continue à chauffer avant le reste de la pièce créant une accumulation

d’énergie.

Ces défauts sont réglés par le choix d’un contact entre gaine et bouchon avec un

chanfrein à 45°.

Les auteurs reportent que le forgeage n’a pas lieu au niveau de la jonction entre la

gaine et le bouchon mais par le flambage de la gaine. Ce comportement s’explique par le

fait que, une fois le chauffage de l’interface effectué, la résistance y est faible et le plan

de chauffage maximal se déplace vers des positions intermédiaires. De plus, il a été

montré que le contre-perçage du bouchon est défavorable. Un bouchon massif permet de

« retarder » le soudage (affaissement plus tardif et à des températures plus hautes) et

donc d’obtenir un meilleur forgeage.

Les auteurs indiquent que pour des temps de soudage longs (supérieurs à 20 ms), la

reproductibilité de la soudure devient un problème. Pour des temps plus courts, la plage

des paramètres opératoires permettant de réaliser une soudure correcte est plus grande.

De même, lorsque la longueur de gaine dépassant de l’électrode est réduite, la plage de

soudabilité s’agrandit augmentant ainsi la reproductibilité.

Des mesures en cours de soudage sont réalisées sur ces essais (déplacement, courant,

tension et accélération). Des exemples de ces mesures sont présentés sur la Figure 1.19.

Figure 1.19 : Exemples des mesures en cours de soudage pour trois essais identiques [75] (échelle non communiquée)

Les auteurs proposent de discriminer les soudures à l’aide d’un critère de minimum

du courant intégré et de maximum d’accélération mesurée. Cependant, aucune donnée

quantitative n’est indiquée.

Tension

Accélération

Courant

Déplacement

temps


Dans une seconde publication ultérieure [76], les gainages sont constituées d’une

gaine et d’un bouchon chanfreinés à 45 °. Le diamètre extérieur est de 5,75 mm et

l’épaisseur de 375 µm. La longueur de chaque pièce est de 50 mm. Les matériaux testés

sont nombreux et s’échelonnent entre 9 et 22%Cr pour les aciers non ODS. Les aciers

ODS sont eux à 13%Cr.

Les auteurs notent que les paramètres opératoires optimums pour réaliser les

soudures sur ces différents matériaux sont pratiquement identiques. Les paramètres

opératoires sont (Fs ; Is ; ts) = (900 N ; 12 à 15 kA ; 20 ms). Pour l’ensemble des soudures,

le déplacement apparait principalement entre 3 et 6 millisecondes et cette mesure est

utilisée comme indication de la réalisation de la soudure.

Des soudures sont réalisées avec mise en pression interne simultanée du gainage et

seule la force doit être ajustée pour compenser la charge due à la pression interne. Après

soudage sous pression, un test d’étanchéité est réalisé par observation de présence ou

d’absence de bulles lors d’une immersion.

La procédure élaborée par le CEN/SCK génère un bourrelet de soudure supérieur à la

spécification demandée. Le bourrelet extérieur de la soudure est donc retiré à l’aide

d’une matrice coupante [79]. Des tests mécaniques en fatigue ont été réalisés et

montrent une rupture dans la gaine, hors du joint soudé. Des macrographies montrent

une fissure qui s’amorce proche du bourrelet interne et s’étend dans la gaine, proche de

la frontière entre la zone affectée par le procédé et le métal de base. Le nombre de cycles

avant rupture est bien supérieur (facteur 2 à 3) à celui d’un cas de soudage réalisé par

TIG.

Un exemple de macrographie de soudure est présenté sur la Figure 1.20

Figure 1.20 : Macrographie de soudage par résistance d’un alliage DT2906 [80] (échelle non communiquée)

La macrographie laisse apparaitre une interface marquée ainsi qu’une expulsion de

matière vers l’intérieur de la gaine. Les déformations sont peu marquées.

Les auteurs rapportent aussi la possibilité de réaliser des soudures hétérogènes gaine

ODS sur bouchon non-ODS avec ce procédé sans reporter de modifications des

paramètres opératoires dans cette configuration.

En conclusion, ces études montrent :

la capacité du soudage par résistance à réaliser des soudures sur aciers ODS à

13% Cr présentant une bonne tenue en fatigue ;

la capacité à réaliser des soudures homogènes et hétérogènes pour différentes

nuances d’acier ODS (13% Cr) et non ODS (de 9%Cr à 22%Cr) ;

Bouchon

Gaine

- 24 -

l’importance de la longueur de gaine dépassant de l’électrode du fait d’un

déséquilibre thermique entre la gaine étroite et le bouchon massif entraînant

un chauffage important de la gaine et la formation de la soudure par flambage

de cette partie ;

la capacité à réaliser un contrôle en ligne des soudures à l’aide de mesures en

cours de soudage (minimum d’énergie et détection de l’affaissement par

mesure d’accélération).

Ces études ne présentent aucune observation concernant la conservation de la

dispersion d’oxydes nanométriques en fin de procédé.

1.5.3.2. Centre d’Idaho (USA) [56, 77]

L’équipe américaine du centre d’Idaho [77] réalise des soudures de gaines en

INCO MA957 (14%Cr ODS) et un alliage nommé 1DK1 (composition non communiquée

fabriqué par PNC (Power reactor for Nuclear fuel development Corporation) sur des

bouchons en acier martensitique HT9 (12%Cr non ODS). La gaine a pour diamètre

extérieur 7,5 mm et une épaisseur de 400 µm. Le bouchon a un diamètre légèrement plus

grand que celui de la gaine (7,6 mm). Les paramètres de soudage utilisés sont une force

de 4500 N et un courant de 11 kA pendant 33,3 ms. La gaine dépasse de 1,27 mm des

électrodes et le bouchon dépasse de 2,54 mm. Aucune indication concernant un éventuel

chanfrein n’est donnée.

Les examens métallographiques n’indiquent aucune trace de recristallisation et

aucune agglomération d’yttrium n’a été observée par MEB/EDS. Cependant, l’association

du titane et de l’yttrium (forme supposée Y2TiO5) a été observée par cette technique.

Les résultats des tests en traction à température ambiante montrent des ruptures

localisées dans la gaine et non dans la soudure. L’article présente des résultats de tests

en pression interne à des températures comprises entre 550 °C et 760 °C. Cependant

seules les pressions de rupture sont indiquées et la localisation de la rupture n’est pas

renseignée.

Lors de la fabrication de crayons, l’étanchéité des crayons est testée à l’hélium (débit

de fuite < 2.10-5 cm3.s-1) et chaque soudure est radiographiée.

Les auteurs indiquent que le contrôle des paramètres du courant de soudage (tension,

courant, déphasage et angle de phase) permet d’assurer la qualité de la soudure.

Dans une communication plus récente [56], des soudures entre MA957 (gaine) et HT9

(bouchon) sont réalisées sur une géométrie différente de la précédente (diamètre

extérieur de la gaine : 6,9 mm ; diamètre extérieur du bouchon : 7,9 mm).

Un temps de forgeage plus court de 83 ms est utilisé. La plage de paramètres

opératoires testés se situe entre 7 kA et 25 kA pendant 33 ms à 55 ms pour une force de

forgeage de 3620 N. Il est indiqué que des tests sont réalisés concernant l’évolution de la

force au cours du procédé ainsi que l’évolution du courant (impulsion, montée

progressive du courant …) mais aucun résultat n’est présenté. Des soudures de bonne

continuité métallique sont obtenues pour des temps de soudage de 33 ms et une intensité

du courant entre 11 et 16 kA.

La Figure 1.21 présente une macrographie de soudure obtenue pour

(Fs; Is; ts) = (4448 N; 17 kA; 33 ms). Des tests en pression interne ont révélé des ruptures

dans le joint soudé pour des températures supérieures à 575 °C. Aux températures

inférieures, aucune rupture n’a été constatée à des pressions de 75 Mpa.


Figure 1.21 : Macrographie d’une soudure réalisée par soudage par résistance entre MA957 (gaine) et HT9 (bouchon) [56]

La macrographie laisse apparaître une forte déformation de la gaine qui s’écrase

contre le bouchon.



14% Cr présentant une tenue en pression interne identique ou supérieure à

celle de métal de base jusqu'à des températures de 575 °C ;

la capacité du soudage par résistance à réaliser des soudures hétérogènes

entre un bouchon martensitique et une gaine ferritique ;

Les analyses EDS n’ont pas révélé de modification de la dispersion d’oxydes.

Cependant, aucune information concernant le nombre de soudures observées ou les

paramètres de soudage utilisés pour ces soudures n’est communiquée.

1.5.3.3. JNC (Japon) [55, 78]

L’équipe japonaise de JNC (Japan Nuclear Cycle development institute) étudie le

soudage de gainage combustible en acier ODS 9%Cr et 12%Cr dans le but de fabriquer

des gainages pour des essais d’irradiation [55, 78]. La gaine a un diamètre extérieur de

6,9 mm et une épaisseur de 400 µm. Le diamètre du bouchon est identique à celui de la

gaine.

Les paramètres opératoire optimaux, identiques pour les deux nuances, sont

(Fs; Is; ts) = (7000 N; 16 kA; 16 ms). Un courant de préchauffage de 5 kA pendant 200 ms

est renseigné dans l’article mais aucune indication de son utilisation pour la soudure

optimisée n’est précisée.

Le bourrelet de soudage est enlevé par usinage. Un traitement thermique de

détensionnement après soudage est réalisé. La température et la durée dépend du

matériau :

Pour l’acier ODS à 9%Cr le traitement réalisé est de 780 °C pendant 10

minutes

Pour l’acier ODS à 12%Cr le traitement réalisé est de 750 °C pendant 20

minutes

Ce traitement thermique permet entre autre de réduire les contraintes résiduelles et

d’homogénéiser les carbures pour les matériaux à 12 %Cr et permet de réaliser le revenu

de la martensite associé à une diminution de la dureté pour les matériaux à 9%Cr.

400 µm

Bouchon

Gaine

- 26 -

La Figure 1.22 présente une macrographie d’une soudure réalisée sur un acier ODS à

9%Cr.

Figure 1.22 : Macrographie de soudage d’un acier 9%Cr ODS [78]

La macrographie laisse apparaitre une bonne continuité et une bonne compacité. Le

joint soudé est difficile à localiser et il est donc difficile de connaitre la géométrie du

contact initial ainsi que les modes de déformation ayant eu lieu en cours de soudage.

Avant traitement thermique, les mesures de dureté à travers le joint soudé montrent

une élévation de la dureté (de 350 HV à 500 HV) dans la zone affectée thermiquement.

Après traitement thermique, la dureté mesurée est proche de celle du matériau de base.

Des tests de traction, d’éclatement et de fluage ont été réalisés jusqu’à 800°C.

L’ensemble des tests ont montré des ruptures localisées dans la gaine et n’affectant pas

la soudure.

Une technique de contrôle non destructif par ultrasons est développée et comparée à

des coupes macrographiques. La technique est jugée fiable pour des défauts de largeur

supérieure à 3 µm.



9% et à 12% Cr présentant une bonne résistance en pression interne en

température ;

la capacité du CND par ultrason à évaluer des défauts de compacité d’une

largeur supérieure à 3 µm.

Ces publications ne présentent aucune observation concernant la conservation de la

dispersion d’oxyde nanométrique au cours du procédé.

1.5.4. Synthèse

Le procédé de soudage par résistance permet de réaliser le soudage de gainage

combustible en acier ODS. Les soudures peuvent présenter des tenues mécaniques

identiques ou supérieures au matériau de base. Cependant, les caractérisations

mécaniques sont réalisées sur l’éprouvette soudée complète et ne donnent donc pas accès

aux propriétés mécaniques de la soudure elle-même. Ces caractérisations mécaniques

peuvent donc être insuffisantes pour l’analyse des propriétés mécaniques de la soudure.

Enfin, peu d’études intègrent des observations concernant le devenir des renforts après

soudage.

1.6. Conclusions

Les alliages ODS présentent des propriétés mécaniques à haute température assurées

par une dispersion d’oxydes nanométriques au sein de la matrice métallique. Cette

dispersion initialement homogène peut être modifiée sous l’effet de sollicitations

Bouchon

Gaine


thermiques et/ou mécaniques. Ces modifications peuvent être accrues sous l’effet de

modifications métallurgiques (recristallisation, changement de phase).

Le soudage des gainages combustibles en alliage ODS doit répondre à la fois à la

problématique du soudage en environnement nucléaire et à la problématique liée à la

conservation des propriétés du matériau ODS. Le soudage par résistance est déjà utilisé

industriellement pour l’assemblage des gainages combustibles en alliage de zirconium.

Ce procédé en phase solide à aussi montré sa capacité à produire des soudures de bonne

tenue mécanique à haute température sur des alliages ODS. De ce fait, le CEA a choisi

d’étudier ce procédé de soudage. Cependant les études disponibles dans la littérature se

focalisent sur la tenue mécanique des soudures et peu d’études métallurgiques sur le

soudage par résistance des gainages combustibles en alliages ODS existent à ce jour.

L’objectif de cette thèse est donc d’apporter une meilleure compréhension des

phénomènes thermomécaniques ayant lieu en cours de soudage par résistance et d’en

observer les effets sur les caractéristiques métallurgiques d’un alliage ODS. Une

attention particulière sera apportée au contrôle de ces caractéristiques métallurgiques

par le contrôle des paramètres opératoires de soudage. Une bonne compréhension de

l’évolution des caractéristiques métallurgiques permettra d’obtenir une meilleure

compréhension des propriétés mécaniques de l’assemblage.

- 28 -

Chapitre 2

Techniques expérimentales

Dans cette étude, nous avons réalisé des soudures d’un bouchon sur un tube (appelé

gaine) par la méthode de soudage par résistance en bout.

Ce chapitre présente les différents matériaux, les différentes géométries, l’installation

expérimentale de soudage ainsi que les techniques de caractérisation, de mesure et de

traitement des résultats.

2.1. Matériaux de l’étude

Dans cette étude, plusieurs nuances d’alliages base fer sont utilisées. Les différentes

nuances sont approvisionnées en diverses géométries. Chaque nuance est décrite dans le

Tableau 2.1 puis détaillée par la suite.

Catégorie Dénomination ODS Base Cr Ti Y2O3 Autre Fabricant Géométrie (mm)

20Cr PM2000 Oui Fe 20 0,5 0,5 5,5 Al Plansee Barre Ø100

Kanthal APM Non Fe 20,5-23,5 5,8 Al Kanthal Barre Ø12

9Cr J26-M2 Oui Fe 9 0,5 0,3 2 W CEA/SRMA Tube Ø10,73

J23 Oui Fe 9 0,5 0,3 2 W CEA/SRMA Barre Ø20,7

Tableau 2.1 : Composition nominale (% massique) et géométrie des matériaux utilisés dans l’étude à la réception

Afin de faciliter la lecture de ce document, on utilisera aussi la dénomination par

catégorie. On parlera ainsi des alliages 9Cr ou 20Cr que l’on pourra préciser par

xCr-ODS ou xCr-non ODS.

Seules les informations concernant le PM2000 (matériaux principalement utilisé) sont

présentées ici. Les informations sur les autres matériaux sont présentées en Annexe 1.

Techniques expérimentales - 29 -

Dans le cadre de l’étude, l’alliage ODS PM2000 est utilisé pour la réalisation des

gaines et des bouchons en alliage 20Cr-ODS

L’alliage ODS PM2000 est un alliage ODS fabriqué par Plansee. Il est réalisé par

mécanosynthèse puis compacté à chaud (la méthode n’est pas renseignée par le

fabricant [81]). L’alliage PM2000 existe sous deux états. Un état non recristallisé

(PM2000 KKL4) présentant une microstructure fine et un état recristallisé à l’aide d’un

traitement thermique (PM2000 KKL6) présentant une microstructure grossière (grains

millimétriques). Au cours de cette étude, seule la nuance recristallisée a été étudiée.

2.2. Géométries des pièces à souder

La fabrication des gainages combustibles requiert le soudage d’un bouchon sur une

gaine. Les éprouvettes d’essais en PM2000 sont présentées sur la Figure 2.1.

Figure 2.1 : Pièces à souder en PM2000 : bouchon et gaine

L’épaisseur et le diamètre des pièces sont représentatifs du design issu du cahier des

charges de la conception du cœur du réacteur de type RNR-Na de 4eme génération. En

revanche la forme des surfaces en contact peut être modifiée afin d’optimiser la soudure.

2.2.1. Le bouchon

Le bouchon est composé d’un cylindre plein de diamètre 10,5 mm et de longueur

15 mm chanfreiné à 45 ° sur 1 mm. La géométrie est représentée sur la Figure 2.2.

Figure 2.2 : Géométries utilisées pour le bouchon

2.2.2. La gaine

La gaine est composée d’un tube d’un diamètre extérieur de 10,5 mm, d’une épaisseur

de 0,5 mm et d’une longueur de 15 mm. La géométrie est représentée sur la Figure 2.3.

Axe de symétrie de révolution

1mm

45°

Ø 10,5 mm

15 mm

Représentation sans échelle

Bouchon Gaine

10.5

mm

Chanfrein à 45°

- 30 -

Figure 2.3 : Géométries utilisées pour la gaine

2.3. L’installation expérimentale SOPRANO

L’ensemble des essais ont été réalisés sur une installation de soudage expérimentale

au sein du laboratoire baptisée SOPRANO (SOudage Par Résistance Appliqué aux

gaiNages cOmbustibles) a été conçue et assemblée par la société TECHNAX industrie.

La Figure 2.4 montre une partie de cette installation.

Figure 2.4 : Photographie de l’installation expérimentale SOPRANO

Les composants principaux de l’installation sont la tête de soudage où les pièces sont

mises en place afin d’être soudées, l’armoire électrique et de commande permettant le

contrôle du cycle de soudage, et le groupe de refroidissement assurant le refroidissement

de la tête de soudage ainsi que de l’appareillage électrique.

2.3.1. Tête de soudage et mise en place des pièces

2.3.1.1. Tête de soudage

La Figure 2.5 présente une vue de la tête de soudage.

Enregistreur de données SEFRAM

Transformateurs électriques

Tête de soudage


0,5 mm

45°

Ø 10,5 mm

15 mm Représentation sans échelle


Figure 2.5 : Tête de soudage de l’installation SOPRANO a : hors position de soudage, b : en position de soudage, c : vue schématique

La tête de soudage est composée d’un support en laiton servant de socle. Le socle de la

partie droite est lié au châssis de l’installation et sera appelée la partie fixe alors que

partie gauche se trouve sur glissière et est appelée la partie mobile. Les pièces (1 et 2)

sont entourées par des électrodes en CuCrZr qui constituent les amenées de courant. La

géométrie de ces électrodes est abordée par la suite (paragraphe 2.3.1.3). Les pièces et

leur électrode respective sont prises dans un mors (4 et 5) afin d’assurer le serrage des

électrodes autours des pièces. Ce serrage est indépendant de la force de soudage. Enfin,

une butée permet d’éviter le recul des pièces lors de l’application de la force à l’aide du

vérin pneumatique (3) sur la partie mobile.

2.3.1.2. Protocole de mise en place des pièces

La mise en place des pièces sur la tête de soudage se déroule en 5 étapes résumées sur

la Figure 2.6.

Figure 2.6 : Protocole de mise en place des pièces dans les électrodes et sur la tête de soudage

1. Les pièces sont insérées dans deux électrodes. Le positionnement des pièces dans

les électrodes est effectué à l’aide d’une cale d’épaisseur calibrée. La longueur de bouchon

dépassant de l’électrode (Lb) est généralement fixée à 2,5 mm. La longueur de gaine

dépassant de l’électrode (Lg) est un paramètre opératoire d’après les précédentes études

1

2

Bouchon Gaine

Electrodes Support

Butée

réglable

3 4 5

Mors

Lb Lg

c

Butées

Electrode de soudage

Pièce à souder

Mors

Support en laiton - fixe a Support en laiton - mobile

b

- 32 -

(Chapitre 1, paragraphe 1.5.3). Afin d’estimer l’erreur réalisée sur le positionnement de

l’électrode enserrant la gaine, dix mises en places ont été réalisées pour Lg = 0,5 mm puis

la longueur de gaine effective a été mesurée à l’aide d’une colonne de mesure en trois

points de la circonférence. La Figure 2.7 présente la distribution statistique de la mesure

effective de Lg sur ces 10 mises en place:

Figure 2.7 : Mesure de Lg lors de 10 mises en place pour une consigne de Lg = 0,5 mm

On observe que la majorité des mesures sont proches de la valeur cible mais que des

mesures extrêmes avec une erreur de 90 µm (18 %) peuvent apparaitre. De plus, des

variations de l’ordre de ±30 µm (6 %) sont mesurées le long de la circonférence d’une

même pièce. Ces variations peuvent avoir un impact sur la reproductibilité ainsi que sur

l’homogénéité circonférentielle de la soudure.

2. Les pièces entourées par leurs électrodes sont placées sur les supports en laiton.

3. La buttée est réglée de façon à repousser l’épaulement de l’électrode et éviter son

contact avec le support en laiton.

4. Les pièces sont mises en contact afin de s’assurer que les pièces sont bien en butée

5. Les mors de serrage sont serrés à la main avec une clé Allen jusqu’au maximum de

serrage possible manuellement.

La mise en place des pièces est une étape primordiale au bon déroulement du soudage

puisque durant la mise en place, l’un des paramètres opératoire (Lg) est fixé. Le suivi de

ces étapes doit permettre de limiter le glissement des pièces dans leur électrode lors de

l’application de la force de soudage ainsi que de limiter le risque de perte d’alignement

en cours de soudage.

2.3.1.3. Géométrie des électrodes

Les électrodes sont des éléments fondamentaux de la tête de soudage puisqu’elles

constituent les amenées de courant en contact avec les pièces à souder. Elles sont

réalisées en CuCrZr et fournies pas la société TECHNAX industrie. Elles ont la forme

d’une bague fendue dont le diamètre intérieur est ajusté au diamètre extérieur des

pièces. La Figure 2.8 montre une photo de l’électrode ainsi qu’un schéma de ses

dimensions.

0,3

0,35

0,4

0,45

0,5

0,55

0,6

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

L gm

esu

ré

n° d'essai


Figure 2.8 : Photo et dimensions (mm) des électrodes sous la forme de bagues fendues

La fente réalisée dans la bague permet d’en assurer le serrage à l’aide du mors.

Cependant, cette fente génère une singularité et brise la symétrie de révolution du

système. Une étude de dimensionnement expérimentale et numérique menée en début

de la thèse a montré que lorsque la taille de fente était importante (1 mm), les

températures obtenues dans l’axe de celle ci étaient plus faibles qu’aux autres points de

la circonférence. De plus la fente crée une singularité dans la déformation des pièces

puisque la matière de la gaine se trouvant dans la fente ne peut s’appuyer sur l’électrode

lors de sa déformation [82]. La taille de fente de la bague à donc été réduite au minimum

des capacités de découpe (300 µm) afin de limiter ces deux phénomènes.

De plus, nous avons montré [82] que les effets de la fente de l’électrode entourant le

bouchon et de celle entourant la gaine s’additionnaient et qu’il était donc préférable de

disposer les pièces de façon à mettre les deux fentes à 180° l’une de l’autre. Ces deux

résultats ont fait l’objet d’un brevet (dépôt en cours) portant sur la géométrie et le

positionnement des électrodes de soudage.

Lors de l’approvisionnement des électrodes par la société TECNAX industrie, nous

avons observé une variation de la géométrie de celle-ci. En effet, certaines électrodes

possèdent un chanfrein sur la surface intérieure alors que certaines n’en possèdent pas

comme schématisé sur la Figure 2.9.

Figure 2.9 : Représentation du chanfrein réalisé sur certaines électrodes avec mise en avant du paramètre Lg effectif et de la partie de gaine dépassant de l’électrode

Par la suite, on pourra utiliser la notion de longueur de gaine dépassant effectivement

de l’électrode (Lg effectif). Cette grandeur est représentée sur la Figure 2.9. Cette mesure

permet de rendre compte de la longueur de gaine de section nominale qui dépasse

effectivement de l’électrode. Cette grandeur peut être nulle et peut même être négative.

Lg

Lg effectif

Lg Lg effectif =0

Cas d’une électrode

avec chanfrein

Cas d’une électrode

sans chanfrein Partie de gaine dépassant de l’électrode

12 mm

2 mm

Taille de

fente

Ø=D

Ø20

Ø16

Ø16

- 34 -

Elle possède l’avantage, par rapport à Lg, de rendre compte de l’angle du chanfrein de la

gaine mais aussi de la présence ou de l’absence d’un chanfrein sur l’électrode.

Cependant, cette mesure n’est pas facilement accessible lors de la mise en place de la

gaine dans son électrode ce qui justifie de l’utilisation de Lg comme paramètres

opératoire. Par la suite, on utilisera aussi le terme de « partie de gaine dépassant de

l’électrode » qui désigne la partie hachurée sur la Figure 2.9.

Lorsqu’un chanfrein est présent sur l’électrode, il possède des dimensions

inconstantes le long de la périphérie de l’électrode. Son angle est estimé à 45° et sa

profondeur peut varier entre 150 et 200 µm au sein d’une même électrode ce qui modifie

Lg effectif. Ces variations peuvent avoir un impact sur l’homogénéité circonférentielle de la

soudure.

La présence ou l’absence d’un chanfrein modifie aussi la valeur de Lg effectif et peut donc

avoir un impact sur le déroulement du soudage et sur la soudure finale obtenue.

2.3.2. Armoire de commande et paramètres opératoires

L’armoire de commande permet de spécifier les paramètres du cycle de soudage. Les

valeurs introduites seront appelées valeurs de consigne.

2.3.2.1. Cycle de force

La force peut être ajustée en cours de procédé à deux valeurs différentes afin, par

exemple, de spécifier une valeur différente au cours de l’étape de soudage et au cours de

l’étape de forgeage. Cependant en pratique, le temps de réaction du vérin pneumatique

est trop long pour pouvoir configurer des cycles de force complexes. Les paramètres

opératoires du cycle de force utilisé sont exposés sur la Figure 2.10.

Figure 2.10 : Représentation de la consigne d’évolution de la force en cours de soudage en fonction du temps

Comme indiqué sur la Figure 2.10, le cycle de force est constitué d’un palier de

1000 ms à une valeur basse (environ 200 N) afin d’effectuer l’accostage des pièces suivi

de l’application de la force de soudage Fs durant 1500 ms avant d’effectuer le cycle de

soudage (pic de courant). Enfin la force est maintenue pendant 5000 ms afin de réaliser

le forgeage. Ces paramètres sont les paramètres utilisés pour une grande majorité des

essais. En cas de variation dans le cycle de force, celui-ci sera spécifié explicitement.

2.3.2.2. Cycle de courant

Le cycle de courant classique met en jeu une seule impulsion et est exposé sur la

Figure 2.11.

Fs

200

1000 1500 5000

Force ( N )

Pic de

courant

Temps ( ms )

t = 0


Figure 2.11 : Représentation de la consigne d’évolution de l’intensité du courant en cours de soudage en fonction du temps

Ces paramètres sont les paramètres utilisés pour une grande majorité des essais. En

cas de variation dans le cycle de courant, celui-ci sera spécifié explicitement. Comme

indiqué sur la Figure 2.11, le cycle de courant est composé d’une impulsion de courant à

l’intensité Is durant un temps ts. L’intensité Is est atteinte après 5 ms. La descente en

courant s’effectue en 1 ms.

2.3.2.3. Synthèse des paramètres opératoires principaux

Le cycle de soudage est contrôlé par de nombreux paramètres opératoires. Au cours de

cette étude, un certain nombre de paramètres ont été fixés (durée de monté et de

descente du courant, durée de l’accostage, durée du forgeage)

En soudage par résistance, nous avons vu que trois paramètres opératoires sont

fondamentaux : la force, l’intensité du courant et le temps de soudage. Dans le cas du

soudage par résistance en bout des gainages combustibles en acier ODS, la longueur de

gaine dépassant de l’électrode a été identifiée comme un quatrième paramètre opératoire

fondamental.

Les quatre paramètres opératoires principaux retenus sont reportés dans le Tableau

2.2. Par la suite, on pourra noter ces paramètres opératoires comme un quadruplet :

(Fs ; Is ; ts ; Lg).

Notation Nom Unité

Fs Force de soudage N

Is Intensité du courant de soudage kA

ts Temps de soudage ms

Lg Longueur de gaine dépassant de l’électrode mm

Tableau 2.2 : Paramètres opératoires principaux étudiés.

2.4. Technique de caractérisation du soudage

L’installation est instrumentée afin de mesurer des paramètres fondamentaux du

cycle de soudage et contrôler les consignes. Les grandeurs mesurées sont :

l’intensité du courant à l’aide d’une boucle de Rogowski ;

la force appliquée à l’aide d’une rondelle piézoélectrique ;

le déplacement de la partie mobile à l’aide d’un capteur sans contact à courant de

Foucault ;

le potentiel électrique entre les mors à l’aide de câbles de mesure de tension.

L’ensemble de ces données sont enregistrées sur un enregistreur numérique SEFRAM

DAS1400 possédant 18 voies d’acquisition en parallèle Les différentes mesures sont donc

Courant

Temps ( ms )

2500

1 5

ts

Force

5000

Is

- 36 -

enregistrées aux mêmes instants (pas de décalage entre les différentes mesures). La

période d’échantillonnage est de 10 µs.

2.4.1. Grandeurs mesurées en cours de soudage

2.4.1.1. Mesure du courant

Le courant de soudage est un paramètre opératoire. Il est nécessaire de le mesurer

afin de connaitre précisément sa valeur et ses variations par rapport à la consigne. La

mesure est effectuée à l’aide d’une boucle de Rogowski, appareil permettant de mesurer

l’intensité d’un courant variable.

L’appareil est composé d’une bobine formant une boucle autour d’un fil dont on

souhaite connaitre l’intensité le traversant. La tension aux bornes de la bobine est

proportionnelle à la variation du courant dans le fil. Un intégrateur est ensuite

nécessaire afin d’obtenir une tension proportionnelle à l’intensité du courant. La valeur

de l’intensité du courant est ensuite obtenue par calibrage de l’appareil.

La boucle de type PEM CWT 150R est placée autour du fil qui amène le courant. La

Figure 2.12 présente la boucle de mesure en place ainsi qu’un exemple du courant

mesuré pour une consigne de 16 kA pendant 13 ms.

Figure 2.12 : a. Boucle de Rogowski mise en place b. Exemple de mesure typique de l’intensité du courant en fonction du temps en cours

de soudage

Le courant délivré est un courant alternatif à 1 kHz redressé et lissé. Le courant

efficace moyen (sur 1 période) est supérieur à la consigne (différence maximale de 1,9 kA,

12%) et tend à diminuer au cours du palier de courant. La rampe de montée du courant

en 5 ms, est bien conforme à la consigne. La descente est plus lente que la consigne (en 4

ms au lieu de 1 ms). On notera qu’après la descente, le courant mesuré devient négatif

(pouvant aller jusqu’à -1 kA). Cette inversion n’est pas observée sur les mesures de

tension et est donc probablement due à une dérive de la mesure de courant au court du

temps. La décroissance de la mesure de courant durant le palier de courant peut donc

aussi être du à cette dérive de la mesure.

2.4.1.2. Mesure de la force

La force de soudage est un paramètre opératoire. Cependant, il est nécessaire de la

mesurer afin de connaitre précisément sa valeur et ses variations. La mesure est

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20

0 0,005 0,01 0,015 0,02

Inte

nsité

du c

oura

nt (

kA

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Consigne Mesure Mesure - Courant efficace moyenBoucle

Amenée de courant

a. b.


effectuée à l’aide d’une rondelle de charge piézoélectrique, appareil permettant de

mesurer une force. Une déformation de la rondelle piézoélectrique modifie la capacité

mesurée à ses bornes par effet piézoélectrique. Cette capacité est proportionnelle à la

déformation et peut donc être ensuite étalonnée pour être proportionnelle à la force.

Le capteur de type KISTLER 9102A associé à un amplificateur de charge modèle

5015A1000 a été calibré une fois mis en place sur l’installation afin que la mesure de

force corresponde à la consigne. La rondelle est placée entre le vérin et la partie mobile

de la tête de soudage afin que l’ensemble de la force transmise à la partie mobile par le

vérin passe par la rondelle. La Figure 2.13 présente la rondelle mise en place ainsi qu’un

exemple de mesure pour une consigne de Fs = 2200 N.

Figure 2.13 : a. Rondelle piézoélectrique mise en place b. Exemple de mesure typique de la force en fonction du temps en cours de soudage

La consigne de force ne peut être réglée avec une précision supérieure à 40 N. La force

mesurée est, malgré l’étalonnage, supérieure à la consigne (+ 110 N, 5%). Au moment du

passage du courant (t = 0 ms à t = 15 ms), on observe que la consigne n’est pas

maintenue du fait que les pièces sont en déplacement et une diminution de la force de

l’ordre de 150 N est observée. Hormis durant le passage du courant, la force appliquée

est proche d’un essai à l’autre (±20 N à 2200 N, 1 %).

2.4.1.3. Mesure de déplacement

Le déplacement des pièces est une conséquence de l’écrasement des pièces sous l’effet

de la température et de la force. Le déplacement de la partie mobile est mesuré par un

capteur à courant de Foucault, détecteur permettant de mesurer sans contact la distance

le séparant d’une cible métallique. Lorsque la cible métallique arrive à proximité du

capteur, celui-ci génère dans la cible des courants de Foucault à l’aide d’un champ

magnétique qui est alors atténué par ces courants induits (loi de Lenz). Cette

atténuation dépend de la distance entre le capteur et la cible.

Le capteur de type MICRO-EPSILON ES4 avec un amplificateur modèle NCDT3300

est installé en vis-à-vis d’une plaque métallique relié à la partie mobile de la tête de

soudage. Il mesure donc le déplacement du bouchon par rapport à la gaine avec une

précision de 0,1 µm. La Figure 2.14 présente la position du capteur ainsi qu’une mesure

type du déplacement.

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

1600

1800

2000

2200

2400

-2 -1 0 1 2 3 4 5 6

Fo

rce ( N

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Partie mobile

Tige du vérin

Rondelle piézoélectrique

2100

2150

2200

2250

2300

2350

2400

2450

0 0,005 0,01 0,015 0,02

a. b.

- 38 -

Figure 2.14 : a. Capteur à courant de Foucault mis en place b. Exemple de mesure typique du déplacement en fonction du temps en cours de

soudage

La mesure de déplacement brut du bouchon par rapport à la gaine est fortement

perturbée. Une moyenne sur 50 points (0,5 ms) est donc réalisée afin de rendre la

mesure exploitable (moyenne réalisée à posteriori). La référence pour le déplacement

(déplacement nul) est prise à t = 0 ms alors que les pièces sont compressées sous l’effet

de la force de soudage. Une mesure type correspond à une première phase où le

déplacement n’évolue que peu suivi d’une phase ou il diminue fortement (cette phase

sera appelée l’affaissement). Après cette forte diminution, on observe des oscillations

dans la courbe de déplacement. Ces oscillations sont imputées à la rigidité de

l’installation.

2.4.1.4. Mesure de la différence de potentiel entre les mors

La mesure de potentiel au niveau des mors est réalisée à l’aide de fils de cuivre d’un

diamètre de 2,5 mm sertis d’œillets et placés au niveau des vis de serrage des mors. Le

potentiel de référence est le potentiel du mors enserrant la gaine, c'est-à-dire celui de la

partie fixe de la tête de soudage. La Figure 2.15 présente la position des fils de mesure

ainsi qu’une mesure type de la différence de potentiel entre les mors (ddpmors).

Figure 2.15 : a. Fils de mesure de potentiel mis en place sur les pièces et sur les mors b. Exemple de mesure typique de la différence de potentiel entre les mors en fonction

du temps en cours de soudage

0

0,5

1

1,5

2

2,5

3

3,5

4

4,5

5

0 0,005 0,01 0,015 0,02

dd

pm

ors

( V

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Œillet du fil de mesure de

différence de potentiel

entre les mors

Mors

b. a.

Fil de mesure de potentiel

sur les pièces

-0,6

-0,5

-0,4

-0,3

-0,2

-0,1

-1E-15

3,6

3,7

3,8

3,9

4

4,1

4,2

0 0,005 0,01 0,015 0,02

Dép

lacem

ent (

mm

)

Dép

lacem

ent b

rut (

mm

)

Temps ( s )

2200N;16kA; 13ms; 0,5mm

Déplacement brut Déplacement

Capteur

Cible

Partie mobile

a. b.

-0,6

-0,5

-0,4

-0,3

-0,2

-0,1

-1E-15

3,6

3,7

3,8

3,9

4

4,1

4,2

0 0,005 0,01 0,015 0,02

Dép

lacem

ent (

mm

)

Dép

lacem

ent b

rut (

mm

)

Temps ( s )

2200N;16kA; 13ms; 0,5mm

Déplacement brut Déplacement


On observe que la mesure de tension suit la forme de la mesure de courant (voir

Figure 2.12). On notera que contrairement à la mesure de courant, la mesure de tension

ne devient pas négative après la décroissance de courant mais devient très faible. La

mesure de tension permet principalement de calculer la résistance entre les mors (voir

paragraphe 2.4.2.1).

2.4.1.5. Mesure de potentiel sur les pièces

Pour certains essais des mesures de potentiel ont été réalisées sur les pièces à souder

à l’aide de fil monobrin. Une boule est réalisée à l’extrémité du fil par décharge

électrique. Cette boule est ensuite sertie sur l’éprouvette dans un perçage de 400 µm de

diamètre et 300 µm de profondeur. Un exemple de mise en place de mesure est présenté

sur la Figure 2.15. La mesure de tension sur les pièces permet entre autre de calculer

l’évolution de la résistance en cours de soudage de façon plus locale que pour la mesure

entre les mors.

Ces mesures de potentiel n’ont pas été menées systématiquement du fait que les fils

de mesure ne pouvaient être placées directement sur l’installation, nécessitait une

préparation particulière des éprouvettes et limitait les paramètres opératoires

accessibles du fait de l’encombrement créé par la mesure.

2.4.1.6. Mesure de températures sur les pièces

Les mesures de température sont réalisées à l’aide de thermocouples de type K. Les

fils de 100 µm composant le thermocouple (chromel et alumel) sont soudés entre eux par

décharge électrique afin de former une boule soudée qui est ensuite sertie sur la pièce

selon le même protocole que pour les mesures de potentiel sur les pièces.

La Figure 2.16 montre un exemple de la mesure de température réalisée lors d’un

essai de soudage, sur le bouchon, à 1,5 mm du contact entre pièces.

Figure 2.16 : Exemple de mesure typique de la température en fonction du temps réalisée sur le bouchon en cours de soudage

La mesure de température est erratique durant le passage du courant. De plus, on

observe qu’au moment de l’arrêt du courant (t = 13 ms), la mesure de température

retombe alors à une valeur nulle avant d’augmenter.

La mesure de température atteint son maximum environ à t = 100 ms soit bien après

l’arrêt du courant (t = 13 ms). Le temps de réaction du thermocouple est donc trop faible

0

200

400

600

800

1000

1200

0 0,005 0,01 0,015 0,02

Tem

péra

ture

(°C

)

Temps ( s )

2200N; 14kA; 13ms; 0,5mm

0

20

40

60

80

100

120

140

160

0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4

Tem

péra

ture

(°C

)

Temps ( s )

2200N; 14kA; 13ms; 0,5mm

- 40 -

pour observer le chauffage du au passage du courant. Cependant la mesure peut être

utilisée pour observer la cinétique de refroidissement.

Durant le passage du courant, le thermocouple se trouve sur une pièce présentant de

forts gradients de potentiel (> 1 V.mm-1). La boule du thermocouple (Ø 400 µm) se trouve

donc elle-même dans un gradient de potentiel pouvant atteindre plusieurs centaines de

millivolt, bien supérieur à la différence de potentielle obtenue par effet Seebeck

(quelques mV/100°C).

Il est donc très complexe de mesurer la température des pièces en cours de soudage du

fait de l’inertie du capteur ainsi que de sa perturbation du fait du gradient de potentiel.

Pour les mesures de température, seule la cinétique de refroidissement peut être

exploitée. La simulation numérique doit permettre de compenser le manque de données

thermiques accessibles par les mesures expérimentales.

De même que pour la mesure de tension, ces mesures nécessitant une préparation

particulière de l’éprouvette n’ont pas été réalisées systématiquement.

2.4.2. Grandeurs calculées

A partir de mesures réalisées par les capteurs mis en place sur l’installation,

plusieurs grandeurs sont calculées en fonction du temps.

2.4.2.1. Mesure de la résistance électrique entre les mors

La mesure de la résistance électrique entre les mors (dans la suite de ce document, le

terme « résistance » désignera par défaut la résistance électrique) est obtenue par le

rapport entre la différence de potentiel entre les mors et l’intensité du courant. La

Figure 2.17 présente une mesure type de la résistance entre les mors (Rmors).

Figure 2.17 : Exemple de mesure typique de la résistance entre les mors en fonction du temps en cours de soudage

On observe une décroissance de la mesure de résistance au cours de l’étape de

soudage. En fin d’étape de soudage, on observe que la résistance croît fortement. La

croissance de la résistance correspond au moment ou le courant diminue et devient

négatif du fait de sa dérive. La valeur du courant passant par zéro fait tendre celle de la

résistance vers l’infini. Cette croissance de la résistance ne représente donc pas un

phénomène physique et est donc uniquement dû à la dérive de la mesure de l’intensité

du courant.

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015 0,02

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm


La résistance mesurée est la somme de plusieurs résistances :

Figure 2.18 : Résistances électriques (de contact et volumiques) traversées lors du passage du courant d’un mors à l’autre

résistance des volumes des mors ;

résistance de contact mors et électrode ;

résistance des volumes des électrodes ;

résistance de contact entre électrode et pièce ;

résistance des volumes des pièces ;

résistance de contact entre pièces (bouchon et gaine).

L’identification de certaines de ces résistances est réalisée dans le Chapitre 3

(paragraphe 3.2.4) afin de servir de données d’entrée à la simulation numérique.

2.4.2.2. Mesure de l’énergie électrique dissipée

La mesure de l’énergie électrique dissipée (appelée plus simplement énergie) est

calculée à l’aide de la formule suivante :

t

m ors dtIddptE0

)( eq. 2.1

L’enregistrement étant réalisé de manière numérique, l’intégration est réalisée par la

méthode des rectangles. La Figure 2.19 présente une mesure typique de l’énergie en

fonction du temps.

Courant

Résistance des

volumes des pièces

Résistance de

contact entre

pièces

Résistance des

volumes des mors Mors

Gaine

Bouchon

Electrode Résistance de

contact entre

électrode et pièce

Résistance de

contact entre mors

et électrode

Résistance des

volumes des

électrodes

Electrode

Mors

ddpmors

- 42 -

Figure 2.19 : Exemple de mesure typique de l’énergie en fonction du temps en cours de soudage

La croissance de l’énergie se déroule en 3 étapes. Une première étape liée à la montée

du courant qui entraine une croissance en énergie de plus en plus importante. Une étape

quasi-linéaire est ensuite présente jusqu'à diminution du courant ou le taux

d’accroissement de l’énergie diminue.

2.5. Techniques de caractérisation des soudures

Au cours de l’étude, les pièces (soudées ou non) ont été caractérisées par plusieurs

techniques complémentaires.

2.5.1. Préparation des échantillons

La méthode de préparation des échantillons dans le cas d’une éprouvette soudée est

illustrée sur la Figure 2.20.

Figure 2.20 : Méthode de préparation des échantillons pour les caractérisations par microscopies

Après soudage, les pièces sont en premier lieu tronçonnées. Les deux moitiés sont

enrobées dans une résine à froid sous pression atmosphérique afin d’éviter la

déformation des gaines. L’une des moitiés est enrobée dans une résine conductrice alors

que l’autre est enrobée dans une résine non conductrice. Elles sont ensuite polies par

polissage mécanique. Chaque moitié est utilisée pour des caractérisations différentes.

Pour chaque moitié, deux cotés de la soudure sont accessibles (repéré par un point blanc

Résine conductrice

Résine non conductrice Polissage mécanique

Tronçonnage

Pièce soudée

Zone soudée accessible

pour l’observation

0

100

200

300

400

500

600

0 0,005 0,01 0,015 0,02

En

erg

ie ( J

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Montée du

courant

Palier de

courant

Descente de

courant


et un point noir sur la Figure 2.20). Certaines observations réalisées du même coté de la

soudure (exemple, coté du point blanc) peuvent donc présenter des observations

légèrement différentes du fait de l’épaisseur du trait de coupe et de la profondeur de

polissage. Dans la suite, le terme « faces en vis-à-vis » désignera deux faces situées du

même coté de la soudure (exemple le point blanc) mais chacune sur une moitié de la

soudure. La « face opposée » désignera la seconde face accessible située sur la même

moitié.

2.5.2. Observations au microscope optique

Les observations au microscope optique permettent d’évaluer la compacité de la

soudure (observations sans attaque métallographique) ainsi que la microstructure de la

zone soudée (observations après attaque métallographique).

L’observation de la compacité des soudures est réalisée à l’aide d’un microscope

optique sous lumière blanche à un grossissement x50 sur la moitié de la pièce enrobée

dans la résine conductrice. La taille limite de défaut visible est de 5 µm environ.

L’observation optique de la microstructure est réalisée après attaque

métallographique (20 mL d’eau distillé, 20 mL d’acide chloridrique à 37 %, 15 mL d’acide

nitrique à 65 % pendant 20 à 30 secondes) sur la moitié enrobée dans la résine non

conductrice.

2.5.3. Caractérisations à la microsonde de Castaing

Les caractérisations à la microsonde de Castaing permettent d’étudier la répartition

des renforts afin de caractériser une éventuelle modification de la dispersion des oxydes

consécutive à un cycle de soudage.

Ces observations permettent de quantifier la teneur en éléments choisis. Le principe

fondamental de la mesure est la collecte des photons X émis par la désexcitation d’un

atome suite à un bombardement électronique focalisé. L’analyse de ces photons X peut se

faire soit par dispersion de longueur d’onde (capteur WDS) soit par dispersion d’énergie

(capteur EDS). Il est possible de réaliser une cartographie d’une zone par déplacement

du support et par des pointés successifs.

Dans cette étude, les observations sont réalisées à l’aide d’une microsonde de type

CAMECA SX100 avec une tension accélératrice de 20 kV et un courant d’échantillon de

50 nA. Les observations sont réalisées sur la partie de pièce soudée enrobée dans la

résine conductrice. Sauf précisions contraires, les cartographies de la répartition des

éléments sont réalisées en un seul balayage de la zone par des pointés successifs avec un

pas de 1 µm (résolution) et un temps de survol de 7 à 10 ms. Les pourcentages atomiques

et massiques sont ensuite recalculés à partir de fiche de calibration expérimentale sans

rééquilibrage à 100 %. Pour les analyses par EDS, aucune correction du bruit de fond

n’est apportée (durée d’acquisition trop long). Les éléments quantifiés par WDS sont le

titane, l’yttrium et l’aluminium. Le fer, le chrome et l’oxygène sont quantifiés par EDS.

Le volume échantillonné en chaque point analysé est de l’ordre du µm3 du fait de la

taille de la zone d’interaction. Il est cependant possible de réaliser des cartographies par

pointés successifs avec des pas inférieurs à 1 µm afin d’améliorer la qualité des images.

Cependant, cela ne diminue pas le volume analysé. La microsonde permet donc de

détecter des modifications micrométriques de la répartition des renforts. Des

modifications à une échelle plus faible (augmentation de la taille des renforts) ne sont

pas observables. De même, la formation de composés de petites tailles tels des carbures

ne peut être mise en évidence sauf s’il y a en plus regroupement dans une zone

préférentielle. Enfin, du fait qu’il n’y ait pas de correction du bruit de fond pour les

- 44 -

analyses EDS, seul un accroissement significatif de la quantité d’un élément peut être

détecté.

2.5.4. Caractérisations par diffraction des électrons rétrodiffusés

La caractérisation par diffraction des électrons rétrodiffusés (EBSD) permet

d’analyser la structure cristallographique par microscopie électronique à balayage

(MEB) de la zone analysée. Dans cette étude, elle est utilisée afin d’étudier les

modifications de la microstructure liées à l’étape de soudage en termes de taille et

d’orientation cristallographique des grains.

Le principe fondamental est la diffraction d’un faisceau d’électrons focalisé sur les

plans cristallins de la pièce étudiée qui est inclinée à 70 ° par rapport au faisceau. Le

cône de diffraction formé pour chaque famille de plans est intercepté par un écran

phosphorescent et forme des lignes de Kikuchi. Le schéma formé par les lignes est

ensuite ramené à l’orientation de la maille sous la condition d’en connaitre la structure

et la composition. Il est possible de réaliser une cartographie de cette zone en la balayant

par des pointés successifs.

Les observations sont réalisées sur la moitié des pièces qui est enrobée dans la résine

conductrice. Afin de faciliter l’observation, les pièces enrobées et polies mécaniquement

sont soumises à un polissage vibratoire à la silice colloïdale pendant trois à cinq heures.

Les observations sont réalisées à l’aide d’un MEB EVO50 de ZEISS équipé d’un

filament en LaB6 et d’un détecteur EBSD de type TSL OIM. Les cartographies sont

réalisées à 20 kV et 1 nA. La résolution des cartographies dépend de la taille de la zone

observée et sera précisée au cas par cas.

2.5.5. Microscope électronique à transmission

Les observations par microscopie électronique à transmission permettent d’observer

la structure du matériau jusqu'à une échelle nanométrique. Dans cette étude, elles

permettent notamment d’observer la taille et la morphologie des renforts nanométriques.

Le principe fondamental est l’observation du faisceau électronique transmis à travers

une éprouvette suffisamment mince. L’image n’est pas formée par balayage du faisceau

électronique focalisé mais par « éclairage » d’une partie de la zone à observer. Cependant,

un faisceau balayant focalisé peut être utilisé afin de réaliser des analyses par

EDS-STEM (Scanning Transmission Electron Microscopy).

Pour l’observation du matériau de base, les lames minces sont tronçonnées dans la

matière puis affinées jusqu’à 100 µm par polissage mécanique. Les échantillons sont

ensuite polis par méthode électrolytique à l’aide d’un amincisseur électrolytique de type

TENUPOL de chez STRUERS dans une solution électrolytique (1 L de méthanol, 200 mL

d’acide sulfurique à 96 %) jusqu'à perçage à 0 °C et 17 V.

Une lame mince à été prélevée sur une soudure par EDF les Renardières à l’aide d’un

appareillage de type Dual Beam.

Les observations sont alors réalisées à l’aide d’un microscope JEOL 2200FX à effet de

champ sous une tension de 200 kV en champ clair. L’analyse chimique est réalisée à

l’aide d’un système EDS-STEM

2.6. Les plans d’expériences

La méthode des plans d’expériences est utilisée dans cette étude afin d’évaluer

l’influence des paramètres opératoires sur les résultats obtenus à l’aide des mesures en


cours de soudage, des observations réalisées sur les soudures ou encore à l’aide des

simulations numériques.

La méthode des plans d’expériences est une méthode permettant de calculer les effets

de facteurs (comme des paramètres opératoires) sur des réponses (comme des mesures).

De nombreuses méthodes de plan d’expériences existent. La définition du vocabulaire de

cette méthode ainsi que le calcul de certaines de ces grandeurs sont exposés en

Annexe 2.

Au cours de cette étude, différents plans d’expériences ont été menés. Afin de faciliter

la comparaison de ceux-ci, tous les plans d’expériences ont été réalisés avec 4 facteurs

exprimés à 2 niveaux. La matrice d’essai est une matrice L16 (16 essais réalisés par

plan) afin de réaliser un plan d’expériences factoriel complet (ensemble des combinaisons

possibles). Nous avons choisi d’approcher la réponse par un modèle linéaire avec

interaction d’ordre 1.

Au cours de l’étude nous avons réalisés 3 plans d’expériences. La dénomination de ces

différents plans ainsi que la plage étudiée de paramètres opératoires et le matériau

étudié est présenté dans le Tableau 2.3.

Dénomination Catégorie du

matériau étudié Fs (N) Is (kA) ts (ms) Lg (mm)

-1 +1 -1 +1 -1 +1 -1 +1

Kanthal 20Cr-non ODS 1800 2600 12 16 10 15 0,2 0,8

PM2000-1 20Cr-ODS 1800 2600 14 18 10 15 0,2 0,8

PM2000-2 20Cr-ODS 1800 2600 14 18 10 15 0,2 0,8

Tableau 2.3 : Plages étudiées de paramètres opératoires lors des différents plans d’expériences utilisés dans cette étude

Le plan d’expérience servant de référence à cette étude est le plan PM2000-1 pour

lequel les essais expérimentaux ont été complétés d’une simulation numérique pour

chaque essai.

Ce plan est réalisé une seconde fois (plan PM2000-2) mais avec des électrodes

différentes (absence de chanfrein, voir paragraphe 2.3.1.3). Ce plan permet de mettre en

avant certain caractères reproductibles au cours des essais mais aussi les différences

liées à la géométrie de l’électrode.

Le plan Kanthal, ayant servi à pré-dimensionner la plage étudiée lors du plan

PM2000-1, est réalisé sur une plage pour laquelle l’intensité du courant est plus faible de

2 kA. Il permet cependant de préciser l’effet de la modification des propriétés du

matériau sur le soudage et la soudure suite à l’ajout de renforts.

2.7. Synthèse

La méthode des plans d’expériences est appliquée à l’étude du soudage par résistance

d’éprouvettes représentatives du gainage combustible d’un RNR-Na.

L’étude est menée à l’aide d’une installation expérimentale de soudage. Cette

installation est instrumentée ce qui permet d’obtenir in-situ des informations électriques

et mécaniques lors du soudage. Cependant les mesures de températures, pourtant

fondamentales pour la compréhension des phénomènes, se heurtent à des difficultés de

mise en œuvre. Une simulation numérique par élément finis a donc été développée afin

de pallier cette difficulté.

- 46 -

Chapitre 3

Modèle numérique

Le développement d’une simulation numérique du procédé de soudage par résistance

appliqué à la configuration géométrie du gainage combustible répond à deux objectifs

principaux:

pallier les difficultés rencontrées dans l’estimation in situ des températures lors des

essais de soudage ;

aider à l’interprétation et à la compréhension des résultats expérimentaux.

Cette simulation réalisée par la méthode des éléments finis a été développée en

utilisant le logiciel SYSWELD (développé par ESI group).

L’objectif est de disposer d’une simulation numérique du procédé de soudage capable

de donner des résultats cohérents avec les essais expérimentaux sur l’ensemble de la

plage de paramètres opératoires étudiée. Il est donc nécessaire que la simulation

numérique soit robuste sur l’ensemble de la plage de soudabilité, à savoir, capable de

converger pour des jeux de paramètres différents.

Ce chapitre établit les hypothèses du modèle numérique pour l’alliage PM2000. Ces

hypothèses sont issues du retour d’expérience de 50 ans de simulation numérique du

soudage par résistance notamment en ce qui concerne la prise en compte ou l’exclusion

de certains phénomènes physiques. L’influence des hypothèses les plus critiques est

étudiée afin d’évaluer les limites d’utilisation du modèle. Enfin, les résultats obtenus par

le modèle numérique sont comparés aux résultats expérimentaux.

Modèle numérique - 47 -

3.1. Etude bibliographique

3.1.1. Historique de l’évolution des modèles [83-85]

La simulation numérique a connu son essor en parallèle du développement de

l’informatique. Au cours des décennies, les modèles se sont complexifiés en même temps

que les puissances de calcul augmentaient. Les paragraphes suivants montrent les

grandes étapes d’évolution des modèles de soudage par résistance et mettent en avant

les nouveaux phénomènes physiques pris en compte. Il est à noter que l’ensemble de ces

modèles concerne le soudage résistance par point.

En 1958, Greenwood et Williamson [86] développent un modèle montrant la

distribution des lignes de courant et des températures dans deux solides mis en contact

via une petite surface.

En 1961, Greenwood [87] développe le premier modèle de soudage par résistance

appliqué au soudage par point de deux tôles d’acier. Ce modèle axisymétrique utilise la

méthode des différences finies et prend en compte la variation des propriétés physiques

avec la température ainsi que la chaleur créée par effet Joule dans les volumes mais pas

celle créée au niveau des interfaces. En 1963, Bentley [88] montre l’insuffisance de ce

modèle dans la prévision des premiers instants de soudage à l’aide d’une comparaison

avec des examens métallographiques.

En 1967, Rice et Funk [89] développent un modèle monodimensionnel de transfert

thermique prenant en compte la génération de chaleur dans les volumes mais aussi à

l’interface, contrairement à Greenwood. Leur modèle montre que la génération de

chaleur aux interfaces est prépondérante en début de procédé mais a peu d’influence sur

le résultat final (notamment la forme et la taille du noyau fondu). Ce phénomène est

expliqué par un échauffement rapide de l’interface qui entraine une décroissance rapide

de la résistance de contact électrique (RCE).

En 1973, Chakalev [90] introduit la chaleur latente de fusion dans le modèle de

Greenwood. Une comparaison avec des résultats expérimentaux montrent un bon accord

des résultats simulés avec la dynamique de soudage.

En 1984, Nied [91] est le premier à utiliser la méthode des éléments finis à l’aide du

logiciel ANSYS®. Il est aussi le premier à réaliser un calcul mécanique en prenant en

compte l’évolution des températures obtenues par le modèle thermique. On parle alors

de modèle thermomécanique. Le modèle mécanique est par la suite utilisé pour simuler

la taille des contacts après la phase d’accostage.

On notera qu’en 1987, Gould [92] introduit les changements de phase dans le modèle

monodimensionnel de Rice et Funk. Cependant, la comparaison expérimentale montre

les limites du modèle monodimensionnel.

En 1990, Dickinson [93] utilise le logiciel ANSYS® et prend en compte la déformation

mécanique tout au long du procédé avec une analyse séquentielle thermique mécanique.

En 1992, Thieblemont [94] développe avec le logiciel SYSWELD® un couplage des

équations électriques et thermiques. On parle alors de couplage électrothermique.

La Figure 3.1 synthétise les avancées majeures de la simulation du soudage par

résistance réalisées entre 1958 et 1992.

- 48 -

Figure 3.1 : Synthèse des avancées majeures dans le développement de la simulation du soudage par résistance appliqué au soudage par point

Avec la puissance de calcul qui évolue rapidement, les modèles sont maintenant

capables de prendre en compte l’ensemble des phénomènes décrits ci-dessus. Depuis 20

ans, les modèles ont encore évolués et tendent vers une caractérisation plus fine des

conditions interfaciales [72, 83, 95, 96] ou encore vers un couplage avec des calculs de

résistance mécanique [97]. On notera aussi la réalisation par Li [98] d’un modèle

prenant en compte les mouvements fluides du noyau fondu sous l’effet du champ

magnétique crée par le procédé dans le soudage par point.

La simulation du soudage par résistance a surtout évolué du fait de l’évolution des

modèles concernant le soudage par point. Cependant ces études sont au moins en partie

transposables au cas du soudage par résistance en bout.

3.1.2. Phénomènes physiques en cours de soudage

Le procédé de soudage par résistance peut induire des phénomènes thermiques,

électriques, mécaniques (des solides ou des fluides) et métallurgiques. Ces différents

phénomènes influent les uns sur les autres. Ces interactions ont été schématisées par

Dupuy [99] et sont représentées sur la Figure 3.2.

Greenwood &

Williamson

1958

Modèle électrique

Modèle thermique

Greenwood

1961

Différences finies

Effet Joule dans les volumes

Rice & Funk

1967

Propriétés des matériaux dépendantes de la température

Chaleur latente de fusion

Chakalev

1973

Nied

1984

Transformations de phases

Gould

1987

Eléments finis

Dickinson

1990

Modèle

thermomécanique

Couplage séquentiel

thermique - mécanique

Thieblement

1992

Couplage

électrothermique

Effet Joule aux interfaces


Figure 3.2 : Phénomènes physiques impliqués dans la simulation du soudage par résistance [99]

Selon les applications et selon les objectifs de la simulation numérique, seule une

partie de ces phénomènes peut être simulée.

3.1.2.1. Les phénomènes électriques

D’après la Figure 3.2, on observe que la prise en compte des phénomènes électriques

permet le calcul de l’effet Joule dans les volumes et aux contacts. L’effet Joule est la

principale source de chaleur en soudage par résistance.

Thieblemont [94] a montré que, compte-tenu des caractéristiques physiques des aciers

et des épaisseurs mises en jeu en soudage par point (de l’ordre de 1 mm), la phase

transitoire électromagnétique est inférieure à 10 µs. Pour le soudage par point, un calcul

stationnaire (indépendant du temps) électrocinétique est suffisant.

En simulation du soudage par point, l’effet Peltier et l’effet Thomson sont

généralement négligés vis-à-vis de la prépondérance de l’effet Joule dans le cas du

soudage par point avec un courant alternatif. L’effet de peau est aussi négligé compte

tenu de la fréquence du courant (50 Hz) et de la dimension des pièces.

- 50 -

L’utilisation d’un courant non alternatif (continu, redressé lissé…) limite l’effet de

peau mais augmente l’effet Peltier et l’effet Thomson.

3.1.2.2. Les phénomènes thermiques

La chaleur est générée par effet Joule. Le calcul thermique doit donc calculer la

diffusion de la chaleur afin de définir la température en chaque point et à chaque

instant.

Comme le montre la Figure 3.2, le calcul de la température permet d’utiliser des

propriétés des matériaux et de contact dépendantes de la température pour les calculs

électriques, thermiques et mécaniques ainsi que de calculer les transformations

microstructurales et les déformations dues à la dilatation thermique.

Contrairement aux phénomènes électriques, les phénomènes thermiques sont

beaucoup plus lents (constante de temps de l’ordre de la seconde) et un calcul

instationnaire (fonction du temps) thermique est nécessaire [94].

3.1.2.3. Les phénomènes mécaniques

Le modèle mécanique permet de calculer le déplacement des pièces et donc leurs

déformations et les contraintes générées.

Comme le montre la Figure 3.2, le calcul mécanique permet de prendre en compte la

dépendance des propriétés des contacts avec la pression de contact ainsi que de calculer

les transformations métallurgiques dépendantes de la déformation.

Dans le cas du soudage par résistance en bout, la déformation des pièces peut être

suffisamment importante pour générer une modification des lignes de courant par

création ou suppression de zones en contact.

L’actualisation de la géométrie a été développée et utilisée pour la première fois par

Dickinson en 1992 [93]. Elle a montré son importance dans plusieurs études portant sur

le soudage par point afin de prévoir l’étendue de la zone de contact entre les deux tôles

ou encore entre les tôles et les électrodes [95, 100].

Il a été montré que les résistances de contact électrique (RCE) et thermique (RCT)

pouvaient dépendre de la pression locale au contact [72]. Le calcul mécanique permet

donc d’ajuster ces valeurs en fonction de la pression.

3.1.2.4. Les phénomènes métallurgiques

Le calcul métallurgique permet de prévoir la taille et la nature des zones

transformées.

Comme le montre la Figure 3.2, la simulation des phénomènes métallurgiques permet

la prise en compte de l’évolution des propriétés des matériaux en fonction des phases

présentes, de la possible déformation créée par les changements de phase ainsi que de la

chaleur latente de fusion.

En simulation numérique, les transformations métallurgiques sont généralement

modélisées par des modèles mathématiques descriptifs des transformations et non

prédictif. Ces modèles utilisent les résultats thermiques afin de calculer les proportions

des différentes phases [101, 102].

3.1.2.5. La mécanique des fluides

D’après la Figure 3.2, la mécanique des fluides permet la simulation du

refroidissement des électrodes qui influe sur les phénomènes thermiques.


La simulation du refroidissement des électrodes est plus communément réalisée par

un coefficient d’échange ou une température imposée que par simulation de la

mécanique des fluides dans l’électrode. La mécanique des fluides peut par exemple être

utilisée pour des calculs de durée de vie des électrodes [103]. L’influence du mécanisme

de refroidissement des électrodes est faible lorsque celui-ci se situe loin de la zone soudée

[104].

3.1.2.6. Les contacts

D’après la Figure 3.2, la conduction thermique et la conduction électrique des contacts

sont des liens entre les phénomènes thermiques, mécaniques et électriques. La

conduction thermique des contacts est liée à la prise en compte d’une RCT (résistance de

contact thermique) qui limite les échanges de chaleurs entre deux surfaces. La

conduction électrique est elle liée à une RCE (résistance de contact électrique) qui génère

de la chaleur par effet Joule au niveau des interfaces.

Les conditions interfaciales entre pièces (p-p) ainsi qu’entre pièces et électrodes (p-e)

sont des points critiques des simulations numériques du soudage par résistance. Alors

que, dès 1967, Rice et Funk montrent que la RCE p-p a peu d’influence sur le résultat

final en soudage par point [89], il a été montré que cette valeur a une forte influence sur

le développement de la soudure [95, 105].

De même, la RCT p-e et la RCE p-e ont une influence significative en soudage par

points puisque les électrodes sont très proches du noyau fondu et que le refroidissement

des pièces est réalisé principalement par conduction vers les électrodes [83].

L’estimation des valeurs des RCE et RCT est fondamentale et complexe [72, 83, 95,

96]. De nombreux modèles mathématiques ont été proposés depuis les années 1950,

permettant d’estimer la valeur et l’évolution de ces résistances en fonction de différents

paramètres. On peut distinguer plusieurs types de modèles en fonction des paramètres :

Des modèles descriptifs [95, 105, 106] : Ces modèles décrivent l’évolution des

résistances de contact en fonction de la température et de la pression. Puisque

aucune donnée liée aux matériaux en contact (excepté la température de fusion) ni

liée à la rugosité des surfaces en contact n’est intégrée dans ces modèles, ceux ci

nécessitent la connaissance de certaines valeurs des résistances qui doivent donc être

mesurées expérimentalement.

Des modèles liés à la géométrie [107] : Ces modèles permettent d’estimer les

résistances à partir des données géométriques de la surface (taille de contact, nombre

de contact, rugosité…). La connaissance des paramètres géométriques de contact

dans le cas de surfaces réelles est très complexe.

Des modèles liés au matériau [70] : Ces modèles utilisent principalement la dureté ou

la limite élastique comme paramètre d’entrée. Cependant, ils possèdent aussi des

coefficients afin d’ajuster le modèle et nécessite donc la connaissance de résultats

expérimentaux.

Des modèles mixtes [71, 108]: Ces modèles utilisent à la fois des données

géométriques et des données du matériau. Ces modèles possèdent alors de très

nombreux paramètres dont l’identification nécessitent généralement l’utilisation de

mesures expérimentales.

Pour l’ensemble des modèles, on notera qu’une confrontation avec des valeurs

obtenues expérimentalement est requise.

L’introduction de ces résistances dans le modèle par éléments finis peut être réalisée

par deux méthodes.

- 52 -

Une méthode liée à l’introduction de mailles de contact [109] permet d’introduire

directement la RCE et la RCT et permet la mise en contact de nouvelles surfaces en

cours de calcul.

Une seconde méthode considère une couche de mailles volumiques localisée à

l’interface et de très petite taille. La résistivité électrique de cette couche de mailles

est alors ajustée afin que la traversée de la couche de mailles génère une résistance

équivalente à la résistance du volume additionné de la résistance de contact [70, 106,

110].

3.1.3. La simulation du soudage par résistance en bout

Contrairement a la simulation du soudage par point, les ressources disponibles sur la

simulation du soudage par résistance en bout sont moins abondantes.

Kerstens et Richardson en 2008 [110] proposent un modèle 3D électrothermique

réalisé avec le code Marc-Mentat. Aucun modèle mécanique n’est introduit et la RCE

entre pièces est simulée par une couche de mailles volumiques. L’objectif de ce modèle

est l’évaluation des disparités thermiques le long du joint suite à une disparité de

chargement électrique. Ce modèle très simple permet aux auteurs d’atteindre leur

objectif.

Monnier en 2006 [84, 111] propose un modèle 2D-axisymétrique du soudage par

résistance en bout réalisé à l’aide du logiciel ANSYS®. L’étude traite du cas du soudage

en bout de rivets en cuivre OFHC (Oxygen Free High Conductivity) pour des

applications de contacteurs électriques. Ce modèle utilise le principe du couplage

séquentiel électrothermique-thermomécanique. La particularité de ce modèle repose

dans la simulation des résistances de contact qui est réalisée géométriquement par

l’introduction d’aspérités sur l’une des surfaces. Le profil de cette surface est équivalent

à la rugosité mesurée expérimentalement et permet de disposer d’un modèle prédictif ne

nécessitant pas de mesure préalable de résistances de contact. Ce modèle est présenté

sur la Figure 3.3.

Figure 3.3 : Modèle éléments finis du procédé de soudage par résistance en bout avec prise en compte de la rugosité à l’interface [84, 111]

Une analyse de sensibilité du modèle aux variations des propriétés du matériau (à

plus ou moins 50 %) montre que la résistivité électrique, la chaleur spécifique et la

masse volumique ont une influence significative sur les températures obtenues au

contact. L’analyse de sensibilité du modèle aux paramètres opératoires montre que


l’intensité du courant est plus influente que la force au regard de la différence de

potentiel au contact, résultat confirmé expérimentalement.

En 2010, Hamedi et al. [112] proposent un modèle de soudage par résistance en bout

dans le cadre de l’assemblage d’un capteur de pression d’huile. Ce modèle 2D-

axisymétrique est réalisé à l’aide du logiciel ANSYS®. Le principe du couplage

séquentiel électrothermique-thermomécanique est utilisé et permet de mettre en contact

de nouvelles surfaces au cours du procédé. La résistance de contact est considérée

dépendante de la température. Sa dépendance est estimée à l’aide de la limite élastique

des matériaux en contact. La particularité de ce modèle est la simulation d’un essai de

traction à la suite de la simulation du soudage. Dans ce cadre, un critère basé sur la

température atteinte (765 °C) et la distance entre nœuds permet de définir quels sont les

nœuds qui ont formé une liaison métallique. Aucune indication quant à la méthode de

détermination de ces valeurs n’est indiquée. La simulation numérique montre que la

température maximale est obtenue au niveau des surfaces en contact. La comparaison

des résultats expérimentaux et numériques des tests de traction montre que la

simulation prévoit les effets des paramètres opératoires sur la résistance mécanique.

Cependant, des différences peuvent apparaitre pour des courants d’intensité élevée. Les

auteurs reportent que le modèle peut être limité dans sa capacité de prédiction du fait de

l’estimation de la résistance de contact électrique entre les pièces.

Une simulation thermomécanique par éléments finis à l’aide du logiciel ANSYS® a

été proposée par l’équipe américaine du centre Idaho National Laboratory en 1991 [77]

dans le cadre du soudage par résistance d’un gainage combustible en alliage ODS. Très

peu d’informations sur les hypothèses du modèle sont disponibles notamment en ce qui

concerne la méthode d’obtention des informations thermiques (utilisation d’un calcul

électrostatique ou source de chaleur équivalente). Le modèle prend en compte la

géométrie du gainage ainsi que celles des électrodes de soudage. La simulation

numérique indique un soudage en deux étapes. La Figure 3.4 présente un exemple des

résultats obtenus avec cette simulation numérique.

Figure 3.4 : Températures et déformations obtenues par simulation numérique par éléments finis du procédé de soudage par résistance appliqué à un gainage en acier

ODS [77]

Durant les premiers instants (1,5.10-6 s), le chauffage est plus important au niveau de

la gaine et plus particulièrement sur le point intérieur de la gaine en contact avec le

bouchon. La gaine dépasse alors largement la température de fusion (température

maximale de 2700 °C) et la deuxième phase consiste en l’expulsion du métal fondu issu

de la partie de la gaine dépassant de l’électrode. Aucune indication concernant la

Déformation à 1,5 ms Températures à 0,5 ms

- 54 -

méthode utilisée pour simuler l’éjection de matière n’est disponible. Le bouchon vient

alors s’écraser sur le bourrelet formé par la gaine qui s’écrase sur son électrode. Les

auteurs indiquent que si la force n’est pas correctement maintenue durant tout le

procédé, une surchauffe apparait ce qui entraine une recristallisation, une croissance de

grains ou une éjection de matière très importante. Cependant, les informations

disponibles ne permettent pas de savoir si ce résultat provient de la simulation

numérique ou de résultats expérimentaux.

En 2010, la même équipe présente un modèle 3D du soudage par résistance en bout

réalisé à l’aide du logiciel COMSOL [56] dans le but de l’appliquer au cas du soudage des

gainages combustibles en alliage ODS. Le développement du modèle est en cours et trop

peu d’informations sont actuellement disponibles pour connaitre les hypothèses du

modèle.

3.1.4. Conclusions de l’étude bibliographique

Les modèles de soudage par résistance en bout sont issus des avancés dans les

modèles de soudage par point. La puissance de calcul actuel permet de prendre en

compte de nombreux phénomènes physiques ainsi que de les coupler entre eux.

Tout comme en soudage par point, la modélisation des résistances de contact

électrique et thermique dans le cas du soudage par résistance en bout est fondamentale.

Dans le cas du soudage par résistance en bout des gainages combustibles, de fortes

déformations sont attendues. Dans ce cas, l’actualisation des surfaces de contact est

développée.

3.2. Propriétés du modèle numérique

L’objectif est de développer une simulation numérique du procédé de soudage par

résistance en bout appliqué au cas du soudage des gainages combustibles en alliage

ODS. Le modèle numérique est développé pour l’alliage ODS PM2000 KKL6.

Les hypothèses et les choix de modélisation sont issus des informations

bibliographiques, de la nécessité de développer une simulation robuste et utilisable pour

de nombreux jeux de paramètres opératoires ainsi que des spécificités du logiciel

SYSWELD (version 2009 à 2011). La simulation développée se base sur un modèle

2D-axisymétrique composé d’un calcul électrothermique (ET) couplé séquentiellement

avec un modèle thermomécanique (TM). Les alliages à 20 % massique en chrome ne

possèdent pas de transformation métallurgique. Les phénomènes métallurgiques ne sont

donc pas pris en compte dans le modèle numérique à l’exception de la chaleur latente de

fusion.

Dans la suite, les hypothèses du modèle numérique sont présentées puis certaines de

ces hypothèses sont discutées.

3.2.1. Géométrie et maillage

Le maillage comprend le bouchon, la gaine ainsi que les deux électrodes de soudage

entourant les pièces (voir Chapitre 2, paragraphe 2.3.1). Les maillages utilisés pour le

calcul ET et le calcul TM sont légèrement différents l’un de l’autre (enveloppe

géométrique identique mais discrétisation différente). Le maillage ET est composé de

quadrangles à 4 nœuds alors que le modèle TM est composé de quadrangles à 8 nœuds.

Le maillage est présenté sur la Figure 3.5.


Figure 3.5 : Maillage utilisé pour le calcul ET (cas Lg = 0,8 mm)

Les dimensions de la géométrie maillée sont celles des éprouvettes présentées dans le

Chapitre 2, paragraphe 2.2. Pour Lg = 0,5 mm, le maillage ET comporte 2171 nœuds et

2130 éléments alors que le maillage TM comporte 6341 nœuds et 2114 éléments. Ce

maillage a été choisi afin de limiter les temps de calcul et en accord avec le test de

convergence.

Le maillage est affiné dans les zones proches du contact et dans la gaine, là où les

plus fortes déformations et les gradients thermiques les plus importants sont attendus.

Le maillage des surfaces de contact fera l’objet du paragraphe 3.2.4.

3.2.2. Propriétés des matériaux

Les propriétés matériaux du PM2000 utilisées dans le modèle numérique sont issues

de mesures expérimentales réalisées au cours de cette étude ainsi que de donnée issues

de la littérature. Le modèle ET utilise quatre paramètres : La conductivité électrique, la

conductivité thermique, la masse volumique et la capacité calorifique massique.

La définition des propriétés du modèle TM est plus complexe que celle des propriétés

du modèle ET. En effet, il est nécessaire de définir le modèle d’écrouissage (loi de

plasticité). Compte tenu que les propriétés TM de l’alliage PM2000 sont assez

méconnues, nous avons choisi un modèle d’écrouissage élastoplastique (critère de Von

Mises) linéaire à écrouissage isotrope. La loi de comportement d’un modèle

élastoplastique ainsi que le calcul de la contrainte équivalente de Von Mises en fonction

des contraintes principales dans les trois directions (σ1, σ2 et σ3) sont présentés sur la

Figure 3.6.

Bouchon

Axe de

révolution

Gaine Electrodes

1 mm

5 mm

- 56 -

Figure 3.6 : Loi de comportement élastoplastique et contrainte équivalente de Von Mises utilisées pour la simulation des propriétés TM de l’alliage PM2000

Cette loi de comportement se définie donc avec trois paramètres : Le module de Young

(E), la limite élastique (σE) et la pente d’écrouissage (H). La dilatation thermique s’ajoute

aux paramètres du modèle TM.

Les données complètes en fonction de la température sont présentées en Annexe 3.

Au-delà de 1490 °C, on considère qu’il y a formation d’une phase liquide. Dans ce cas,

il y a annulation de l’historique d’écrouissage du matériau et la température ne peut

dépasser 1490°C (dans le calcul TM uniquement). Cependant, la phase liquide ne

possède pas de propriétés mécaniques particulières dans le modèle. Les résultats

obtenus lorsqu’un point dépasse 1490 °C seront donc à analyser avec précaution.

Nous avons évalué l’erreur obtenue du fait d’une variation individuelle de ± 20 % de la

valeur d’une des propriétés matériaux ET ou TM. Les observables choisis sont les

températures obtenues au contact initial entre pièces ainsi que le déplacement (Chapitre

2, paragraphe 2.4.1.3) au cours du temps. Les résultats montrent une variation des

températures obtenues inférieure à 5 % (la conductivité électrique est le paramètre le

plus influent) et une variation du déplacement inférieur à 8% (la limite élastique est le

paramètre le plus influent). Dans l’ensemble des cas, on observe que les phénomènes

thermiques (localisation des points les plus chauds, forme des isothermes) et mécaniques

(forme de la déformée, affaissement globale) sont semblables. Une erreur d’évaluation

des propriétés matériaux de cet ordre de grandeur (± 20 %) ne remet donc pas en cause

les résultats obtenus numériquement.

3.2.3. Conditions aux limites et chargements

Les conditions aux limites ainsi que les chargements doivent reproduire les

sollicitations auxquelles les pièces sont soumises en cours de soudage. On peut les

distinguer en 3 familles :

Les sollicitations électriques pour simuler le passage du courant ;

Les sollicitations thermiques pour simuler le refroidissement des électrodes ;

Les sollicitations mécaniques pour simuler le bridage ainsi que la force appliquée.

La localisation des conditions aux limites est représentée sur la Figure 3.7. Leurs

caractéristiques sont détaillées par la suite.

Déformation

E

H

σ = σE

2

1

133221 )²()²()²(2

1

Contrainte équivalente de Von Mises :

Contrainte


Figure 3.7 : Localisation des surfaces d’application des chargements et des conditions aux limites des modèles ET et TM

3.2.3.1. Sollicitations électriques

Expérimentalement, l’installation est pilotée en courant. Dans la simulation

numérique, le chargement doit donc s’effectuer en courant. Ainsi on impose une densité

de courant uniforme sur la surface 2 alors que la surface 1 est maintenue à un potentiel

nul. La densité de courant imposée est équivalente au courant de consigne de

l’installation expérimentale (Chapitre 2, paragraphe 2.4.1.1). Les oscillations du courant

(courant redressé lissé) ne sont pas représentées ce qui facilite la convergence des

calculs.

Nous avons souhaité connaitre l’erreur commise par la simulation du courant de

consigne et non du courant réel. Du fait d’un courant efficace d’une intensité plus élevée

(Chapitre 2, paragraphe 2.4.1.1), l’introduction du courant réel engendre une

température plus importante de 10 % en moyenne mais pouvant atteindre 20%

localement. Une augmentation de 30 % du déplacement finale est aussi observée.

Cependant, les phénomènes thermiques et mécaniques considérés sont identiques dans

les deux cas et seules des modifications quantitatives sont à noter.

Il est à noter que le temps de calcul nécessaire à la simulation numérique du courant

réel est le double du temps nécessaire pour la simulation du courant de consigne (1 h

contre 30 minutes). De plus, la simulation du courant réel nécessite sa mesure préalable

et donc la réalisation d’un essai. Les différences observées compte tenu du temps de

calcul nécessaire ne justifient pas l’utilisation du courant réel dans la simulation

numérique.

3.2.3.2. Sollicitations thermiques

Dans le cas du soudage par résistance, la source de chaleur est l’effet Joule. Il est

calculé à l’aide des sollicitations électriques. Aucune autre source de chaleur n’est prise

en compte.

Expérimentalement, le refroidissement des pièces est assuré par la circulation d’eau

dans les supports en laiton sur lesquels reposent les électrodes. Le refroidissement des

électrodes est modélisé par une température imposée du fait des vitesses de soudage

rapides et de la faible influence du mécanisme de refroidissement des électrodes lorsque

celui-ci se situe loin de la zone soudée [104]. Afin de simuler ce refroidissement, une

température de 20°C a été imposée sur les surfaces 1 et 2.

Compte tenu de la petite taille des pièces et des temps de soudage très courts mis en

œuvre, aucun coefficient d’échange n’a été défini sur les surfaces extérieures. Toutes les

autres surfaces en contact avec l’extérieur sont donc considérées comme adiabatiques.

Conditions d’axisymétrie

1 2

3

4

y

x

O

- 58 -

3.2.3.3. Sollicitations mécaniques

Les sollicitations mécaniques permettent de simuler l’application de la force au cours

du procédé. Le bridage des pièces doit aussi être pris en compte. Afin de simuler

l’application de la force sur la partie mobile, une pression uniforme selon Ŕ(Oy) est

appliquée sur la surface 4 correspondant à la surface de contact avec la butée. Sa valeur

est calculée en fonction de la force de consigne. La montée à la valeur nominale est

réalisée avant la monté du courant. Afin de représenter l’appui en butée de la gaine, la

surface 3 est bloquée en déplacement selon (Ox) et selon (Oy). Afin de représenter le

serrage des électrodes à l’aide des mors, l’ensemble des nœuds des électrodes est bloqué

selon (Ox).

3.2.4. Surfaces de contact

La simulation du soudage par résistance demande une gestion avancée des surfaces

en contact d’un point de vue ET et d’un point de vue TM. Les surfaces de contact sont

représentées sur la Figure 3.8.

Figure 3.8 : Localisation des surfaces de contact pour la simulation numérique des contacts ET et TM

Différentes catégories de surfaces de contact peuvent être définies en fonction de leur

localisation (entre pièces ou entre pièces et électrodes) ainsi que de leur existence avant

le soudage (surface A et surface C) ou de leur formation en cours de soudage (surface B

ou surface D). Le Tableau 3.1 récapitule leur localisation, leur type. Leurs

caractéristiques sont détaillées dans les paragraphes suivants.

Préexistante Formée en cours de soudage

Pièce-Pièce (p-p) Surface C Surface D

Pièce-Electrode (p-e) Surface A Surface B

Tableau 3.1 : Catégories des surfaces en contact

3.2.4.1. Contact préexistant entre pièces (surface C)

3.2.4.1.1. Contact ET

Dans le calcul ET, une RCE est introduite entre les deux surfaces de contact à l’aide

de mailles de peau (maille 1D) [109] ainsi qu’une procédure spécifique à Sysweld de

A

A

A

A

B

C

D


contact généralisé [113]. Le coefficient d’échange thermique du contact est fixé tel que le

contact soit considéré comme parfait d’un point de vue thermique.

En soudage par résistance en point, il a été montré que la RCE p-p est de première

importance dans le développement initial du point soudé [88, 89]. Cette grandeur a donc

été déterminée expérimentalement. La méthode de caractérisation ainsi que l’évolution

de la RCE p-p avec la température sont présentées en

Annexe 4. La RCE p-p est de 2,5 mOhm.mm² à 20 °C et devient quasi nulle à 800 °C.

Nous avons souhaité évaluer l’influence de cette RCE p-p. En l’absence de RCE p-p

(i.e. RCE p-p = 0), on observe que le chauffage initial au niveau de l’interface n’est pas

observé mais que les champs de températures et la déformée obtenus en fin de procédé

de soudage (t = 13 ms) ne s’en trouvent que très peu affectées comme on peut l’observer

sur la Figure 3.9.

Figure 3.9 : Comparaison des résultats obtenus (températures et déformée) par simulation numérique avec ou sans RCE p-p

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm).

En 1967, Rice et Funk [89], ont montré, sur un modèle monodimensionnel du soudage

par point, que la RCE p-p jouait un rôle prépondérant dans les premiers instants de

développement du point soudé mais pas sur le résultat final. Ces conclusions semblent

donc aussi valables dans le cas du soudage par résistance en bout d’un gainage

combustible.

L’absence de RCE p-p entraine donc une variation importante dans l’histoire

thermique de la soudure mais une variation modérée sur l’état final. On justifie donc

l’effort particulier mis en place pour la caractérisation de la RCE p-p même si une erreur

dans son estimation n’entraine que peu de variation sur l’état thermique final.

3.2.4.1.2. Contact TM

En cours de soudage, les surfaces de contact p-p peuvent subir des déplacements

relatifs (glissement, ouverture du contact…). Cependant, le besoin de développer une

simulation robuste et l’absence de caractérisation des propriétés tribologiques de l’alliage

PM2000 justifie que le contact TM n’a pas été modélisé. Le maillage TM considère une

continuité du maillage à l’interface. Par conséquence, aucun mouvement relatif des

surfaces en contact avant soudage n’est possible.

Tem

pér

atu

res

(°C

)

T°max= 1368°C

t = 13 ms

Sans RCE p-p Avec RCE p-p

T°max= 1372°C

t = 2 ms t = 13 ms

Tem

pér

atu

res

(°C

)

Tem

pér

atu

res

(°C

)

Tem

pér

atu

res

(°C

)

T°max= 152°C T°max= 307°C

t = 2 ms

- 60 -

3.2.4.2. Contact préexistant entre pièce et électrode (surface A)


Afin de faciliter la convergence du calcul, la méthode de la couche de mailles

volumiques de conductivité électrique équivalente a été utilisée. Cette couche de maille

d’une épaisseur de 20 µm est introduite dans le maillage de l’électrode au niveau du

contact avec la pièce. Cette couche présente une conductivité électrique telle que la

résistance électrique soit équivalente à celle présentée par la résistance de volume de la

couche additionnée de la RCE p-e. Cette valeur a été déterminée expérimentalement.

Elle est de 70 mOhm.mm² à 20°C et devient quasi nulle à partir de 320 °C. La méthode

de détermination de la valeur de la RCE p-e est présentée en Annexe 4. En revanche,

aucune RCT p-e n’est introduite.


Le contact mécanique p-e n’est pas modélisé car la mise en place des pièces assure

l’absence de glissement des pièces dans les électrodes. Le maillage TM considère donc

une continuité du maillage au niveau de l’interface.

3.2.4.3. Contact entre pièces formées en cours de soudage (surface D)

Lors de sa déformation, la gaine peut entrer en contact avec la surface chanfreinée du

bouchon. Il est donc nécessaire de définir les propriétés de ce contact.


Le contact est considéré comme effectif lorsque la distance entre un nœud de la gaine

et le chanfrein du bouchon est inférieure à un seuil de valeur définie par l’utilisateur (un

seuil de 10 µm a été choisi pour faciliter la convergence des calculs). Le contact présente

alors les mêmes propriétés que le contact p-p préexistant, à savoir une RCT nulle et une

RCE comme définie sur la Figure 7.


Le contact mécanique est réalisé à l’aide de mailles de peau (maille 1D) sur les

surfaces en contact. L’algorithme de contact 2D généralisé du code SYSWELD est utilisé.

Le contact est considéré comme glissant et seules des forces normales aux surfaces en

contact sont exercées sur les nœuds.

3.2.4.4. Contact entre pièce et électrode formé en cours de soudage (surface B)

Lors de sa déformation, la gaine peut entrer en contact avec la surface chanfreinée de

l’électrode. Il est donc nécessaire de définir les propriétés de ce contact.


Le contact ET est considéré comme effectif à partir du moment où un nœud de la

gaine est à une distance inférieure à 10 µm du chanfrein de l’électrode.

Le contact présente alors une RCE indépendante de la température de 0,07 Ω.mm²

(RCE p-e estimée à 20°C). Une RCT quasi nulle est introduite entre ces surfaces.

Les hypothèses réalisées sur ce contact n’ont que très peu d’influence sur le calcul. En

effet, si ce contact n’est pas pris en compte, on observe une variation des températures

au contact entre pièce inférieure à 1 %. Localement, au niveau du bourrelet externe, on

observe une température supérieure de 10 % qui entraine un affaissement supérieur de

6%. Encore une fois, cette hypothèse n’a aucune influence sur les phénomènes


thermiques et mécaniques principaux et les variations sont essentiellement

quantitatives.


La modélisation du contact TM p-e est strictement identique à celle réalisée pour le

contact TM p-p formé en cours de soudage (paragraphe 3.2.4.3.2).

3.2.5. Méthode de calcul - couplage

Le logiciel SYSWELD met en œuvre un couplage fort des équations électriques

stationnaires et thermiques instationnaires [113] selon le formalisme développé par

Thieblemont en 1992 [94].

Les dimensions utilisées dans le soudage en bout des gainages combustibles sont de

l’ordre du millimètre et sont donc considérée s suffisamment proches pour reprendre

les hypothèses de Thieblemont à notre cas de soudage (voir paragraphe 3.1.2.1). Le

calcul ET considère donc les phénomènes électriques comme statiques et les phénomènes

thermiques comme transitoires. Les calculs ET sont effectués avec un pas de temps

(Δttherm) de 0,1 ms. De plus l’effet de peau sera négligé du fait de l’utilisation d’un courant

continu ainsi que l’effet Thomson et l’effet Peltier du fait de la prépondérance de l’effet

Joule.

Le calcul TM est réalisé en « statique transitoire » c'est-à-dire que les températures

évoluent au cours du temps mais chaque calcul est réalisé en statique. Le calcul est

réalisé avec un pas (Δtmeca) de 0,1 ms lorsque les pièces se déforment peu et diminue à

0,01 ms lors de l’affaissement des pièces.

Dans le cas du soudage en bout, de fortes déformations sont prévisibles et il est donc

nécessaire d’actualiser la géométrie et les surfaces de contact.

Afin d’actualiser régulièrement la géométrie au cours de calcul ET, une procédure de

calcul séquentiel a été réalisée en SIL (langage d’interface avec le programme

SYSWELD). Cette procédure permet de séquencer automatiquement les calculs ET avec

les calculs TM. Puisque des maillages différents sont utilisés pour le calcul ET et le

calcul TM, le transport des données physiques (température, déplacement …) d’un

maillage à un autre est nécessaire à chaque étape. Un schéma simplifié du modèle et de

la procédure de couplage est présenté sur la Figure 3.10 et un schéma complet est

présenté en Annexe 5.

- 62 -

Figure 3.10 : Schéma simplifié de la procédure de couplage séquentiel des calculs ET et TM

La fréquence d’actualisation de la géométrie (Δtactu) varie au cours du calcul. Elle est

de 1 ms lorsque les pièces se déforment peu et diminue à 0,1 ms lorsque les pièces

s’affaissent.

Les valeurs des différents pas de temps et de la période d’actualisation de la

géométrie ont été choisies afin de limiter la durée des de calculs et en accord avec le test

de convergence.

3.3. Mise à l’épreuve de la simulation numérique

Il est nécessaire de vérifier sa cohérence avec les résultats expérimentaux. Trois

points seront abordés dans ce paragraphe. Dans un premier temps, une comparaison

thermique est réalisée. Ensuite, on réalisera une comparaison avec les mesures en cours

de soudage et enfin, la déformée sera comparée.

3.3.1. Comparaison thermique

Nous avons vu qu’il était très complexe de mesurer les températures en cours de

soudage (Chapitre 2, paragraphe 2.4.1.6). La simulation numérique doit permettre de

palier cette lacune. Cependant afin d’utiliser les températures simulées, il est nécessaire

de réaliser une comparaison thermique entre les résultats des simulations et des essais

expérimentaux pour évaluer la cohérence et la précision des calculs.

Afin de répondre à cette problématique, un stage a été réalisé au sein du laboratoire

(I.Serrano Ŕ 2010). Le sujet porte sur la validation expérimentale des cycles thermiques

simulés lors du procédé de soudage par résistance appliqué aux gainages combustibles.

Pour obtenir une information expérimentale de la température durant le procédé de

soudage par résistance, un matériau à transformation de phases a été choisi. Le

matériau a été choisi selon trois critères principaux :

Propriétés mécaniques en

fonction de la température

Géométrie déformée;

Nouveaux contacts

Conductivité

électrique en fonction de la

température

Electrique

Potentiels

Thermique

Températures

Mécanique

Déplacements

Effet Joule

Calcul électrothermique (ET)

Calcul thermomécanique (TM)

ET TM

Extraction des déplacements et

mise à jour de la géométrie t = t+Δtactu

Extraction des températures et mise à jour

des propriétés mécaniques en fonction de

la température

Fin du calcul ? t = 0


Transformations métallurgiques lors de l'échauffement caractérisées pour différentes

valeurs de vitesse de chauffage et n'évoluant plus à partir d'une certaine vitesse.

Possibilité d'évaluer la température atteinte lors du soudage à posteriori à l'aide

d'une caractéristique du matériau (modification de la dureté liée à la transformation

de phase et à la dissolution de carbure).

Pas de transformation de phase autre qu'austénite/martensite lors du

refroidissement dans les conditions du soudage par résistance (refroidissement

rapide).

Ainsi, l'analyse et l'interprétation des phases en présence dans la pièce après soudage

permettent d'identifier les champs de températures maximales obtenus dans les pièces

au cours de l'opération de soudage.

Le matériau à transformation de phases choisi pour cette étude spécifique est l'acier

EN X37CrMoV5-1. Il fait partie de la famille des aciers à outils pour travail à chaud et

est classé dans la catégorie des aciers résistants aux chocs thermiques. Ces

caractéristiques sont reportées en Annexe 6.

Afin de prendre en compte les transformations métallurgiques dans la simulation et

de les comparer avec les essais expérimentaux, un module métallurgique est introduit.

Les transformations métallurgiques à l’échauffement sont calculées par SYSWELD à

l’aide d’un modèle de Leblond et les transformations au refroidissement par un modèle

de Koistinen-Marburger [102]. Ces deux modèles permettent de décrire les diagrammes

TTV et TRC.

Les propriétés mécaniques de l’acier de test étant méconnues, le modèle utilisé est le

modèle électro-thermo-métallurgique sans prise en compte de l’aspect mécanique. De ce

fait nous nous contenterons d’étudier des cas de cycles de soudage pour lesquels il n’y a

que pas ou peu de déformation.

La comparaison est réalisée à l’aide des géométries utilisées pour les alliages 20Cr et

porte sur deux configurations :

La géométrie gaine-bouchon avec grande longueur de gaine dépassant de l’électrode :

l’objectif est de pouvoir évaluer la précision des températures simulées loin des

électrodes.

La géométrie gaine-bouchon en configuration de soudage : l’objectif est de réaliser un

essai dans les mêmes conditions que lors du soudage des alliages 20Cr (pour autant

le soudage n’est pas atteint puisque la plage de soudabilité du X37CrMoV5-1 peut

être très différente de celle des alliages 20Cr et que nous devons rester dans des cas

de faible déformation).

Chaque essai est instrumenté et les pièces sont ensuite découpées puis observées au

microscope optique après attaque métallographique. Des mesures de dureté complètent

l’analyse.

3.3.1.1. Hors configuration de soudage

L’objectif est, dans un premier temps, d’évaluer la précision des températures

simulées loin des électrodes. Un cycle de soudage est donc réalisé sur éprouvette

représentative de la géométrie du gainage mais avec une longueur de gaine dépassant de

l'électrode bien supérieure à celle utilisée lors d'une opération de soudage sur gainage en

acier ODS.

On réalise un essai instrumenté ainsi qu’une simulation numérique avec les

paramètres opératoires (Fs, Is, ts ; Lg ) = (2000 N, 15 kA, 10 ms ; 3 mm) ;

La Figure 3.11 présente les cartographies des températures maximales et la

répartition des phases finales obtenues par simulation numérique.

- 64 -

Figure 3.11: Résultats obtenus lors de la simulation numérique sur un matériau témoin pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2000 N ; 15 kA ; 10 ms ; 3 mm)

a. Champ de températures maximales simulées; b. Simulation de la proportion de martensite à la fin du procédé de soudage;

L'observation de la Figure 3.11 indique que la température maximale atteinte dans la

pièce au cours de l'opération de soudage est supérieure à la température de début

d’austénitisation Ac1 (910 °C), et qu'il y a donc formation d'une zone transformée. La

simulation montre que les températures maximales sont obtenues dans la gaine. Le

point le plus chaud est localisé au niveau du repère 1, à la jonction gaine-bouchon vers

l’intérieur de la gaine.

L'ensemble de la partie de la gaine dépassant de l'électrode est transformé sauf au

niveau du repère 2 où une zone non transformée existe.

La Figure 3.11 présente les macrographies des pièces réalisées lors de l’essai

expérimental correspondant.

Te

mpéra

ture

(°C

) P

roport

ion d

e m

art

ensite

a.

b.

1

2

4

1

3 2


Figure 3.12: Macrographies (coté droit et gauche) après attaque métallographique sur le matériau témoin après le cycle de soudage

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2000 N ; 15 kA ; 10 ms ; 3 mm)

L’objectif n’est pas ici de réaliser le soudage de cet acier mais d’étudier les cycles

thermiques. Ainsi, le fait que les pièces soient ou ne soient pas soudées n’est pas un

critère retenu.

Les macrographies après soudage montrent en premier lieu une légère disparité entre

le coté gauche et le coté droit (on notera la présence d’un trou coté gauche lié au perçage

réalisé pour le sertissage d’un fil de mesure).

Coté droit, on observe une zone transformée dans la gaine. Ce résultat est

qualitativement en accord avec la simulation. La forme de la zone non transformée

proche du bouchon (repère 2) est légèrement différente de celle prédite par la simulation.

Cependant, la forme est proche de la forme des champs de températures simulés. La

forme de la zone transformée proche de l'électrode (repère 3) est différente de celle

prédite en simulation. Les mesures de dureté dans la partie de gaine transformée coté

droit indiquent des duretés comprises entre 430 Hv0,1 et 500 Hv0,1. D'après le diagramme

TTV (Annexe 6), ce niveau de dureté correspond à des températures atteintes comprises

entre 1100 et 1250 °C. La simulation indique dans cette zone une température atteinte

de 1130 °C ce qui indique un bon accord quantitatif.

Coté gauche, la zone transformée ne couvre pas l’intégralité de la partie de gaine

dépassant de l’électrode. On y observe cependant 3 zones transformées. La première

située à l’intérieur du contact (repère 1) avec une légère extension de la zone transformée

dans le bouchon (repère 4) est bien représentée par la simulation puisque le point le plus

chaud se situe ici. Le deuxième point transformé (repère 3) correspond au point de

contact avec l’électrode et n’est pas correctement représenté par la simulation numérique

qui ne prédit ni transformation ni point chaud. Enfin, la partie de gaine dépassant de

l’électrode est en majeure partie non transformée (seule la partie de gaine proche du

perçage est transformé, repère 5). Dans la partie de gaine dépassant de l’électrode, la

simulation prédit une température de 1100 °C soit 190 °C au dessus de Ac1 (910 °C).

Compte tenu du fait qu’il n’y ait pas de transformation observée, la simulation surestime

la température de près de 200 °C soit environ 20 %.

Cependant, cette valeur est équivalente à la dispersion observée entre coté droit

(dureté indiquant une température de 1100°C) et coté gauche (pas de transformation

indiquant une température inférieure à 910°C).

Gauche

Droite

2

2

1

3

Position estimée de

l'électrode

3

1

Trou lié au sertissage

d’un fil de mesure

4 5

- 66 -

La simulation montre donc sa capacité à estimer la position des points les plus chauds

sous condition de se placer loin des électrodes. L’estimation des températures atteintes

est alors bonne compte tenu de la dispersion observée expérimentalement entre le coté

droit et le coté gauche.

3.3.1.2. Configuration de soudage

Le deuxième essai sur ce matériau à transformation de phase est réalisé dans des

conditions de soudage comparables à celles utilisées pour le soudage des gaines

combustibles en acier ODS. Par rapport au point central du plan PM2000-1, seule

l’intensité du courant diffère de façon à conserver l’hypothèse des petites déformations.

On réalise un essai instrumenté ainsi qu’une simulation numérique avec les

paramètres opératoires (Fs, Is, ts ; Lg) = (2200 N, 13 kA, 13 ms ; 0,5 mm);

La Figure 3.11 présente les cartographies des températures maximales et des phases

finales obtenues par simulation numérique.

Figure 3.13: Résultats obtenus lors de la simulation numérique sur un matériau témoin pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 13 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

a. Champ de températures maximales simulées; b. Simulation de la proportion de martensite à la fin du procédé de soudage

Comme observé précédemment, la simulation montre une formation du point chaud

au passage bouchon-gaine sur le coté intérieur du joint (repère 1). La température

atteinte dans la gaine est supérieure à 910 °C. On observe alors une zone transformée

dans la partie de la gaine dépassant de l'électrode qui s’étend en partie dans le bouchon

(repère 4).

La Figure 3.11 présente les macrographies des pièces réalisées lors de l’essai

expérimental correspondant.

Te

mpéra

ture

(°C

)

Pro

port

ion d

e m

art

ensite

b. a.

2

1

4


Figure 3.14: Macrographies (coté droit et gauche) après attaque métallographique sur le matériau témoin après le cycle de soudage

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 13 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

Les macrographies après soudage montrent en premier lieu une disparité entre le coté

gauche et le coté droit.

Considérant le coté gauche (coté le plus transformé), on observe une zone transformée

qui commence au niveau de la position de l'électrode (repère 3) et s’étend jusque dans le

bouchon (repère 4). Le coté le plus extérieur de la gaine près du bouchon (repère 2) n'est

quand à lui que peu ou pas transformé. Ce résultat est qualitativement en accord avec la

simulation.

Considérant le coté droit, on observe une zone transformée au niveau de la jonction

bouchon-gaine du coté intérieur de la gaine (repère 1). La taille et la forme de cette zone

transformée est qualitativement en accord avec la zone de plus haute température

repérée par la simulation. Cependant la taille de la zone transformée est plus petite que

celle calculée par la simulation numérique.

Coté gauche, dans le bouchon (repère 4), les mesures de microdureté Vickers

indiquent des valeurs comprises entre 450 Hv0,1 et 550 Hv0,1 ce qui, d'après la Figure 10,

correspond à des températures atteintes comprises entre 1150 °C et 1350°C. La

simulation nous indique des températures atteintes dans cette zone comprises entre

1000° et 1300°C (gradient important). La simulation est donc en bon accord quantitatif.

La filiation de microdureté dans la gaine, coté gauche, est présentée sur la Figure 3.15

2

1

1 Gauche Droite

3

Posi

tion

est

imée

de l

'éle

ctro

de

Posi

tion

est

imée

de l

'éle

ctro

de

4

- 68 -

Figure 3.15: Filiation de dureté dans la gaine sur le matériau témoin après le cycle de soudage (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 13 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

On observe cinq zones avec des paliers de microdureté différents.

Entre le point n°1 au point n°4 (zone A), on se trouve dans la partie de la gaine proche

du bouchon à l'extérieur de la gaine (repère 2). Cette zone semble peu ou pas

transformée. La température devrait donc être inférieure à Ac1 (950°C). Cependant les

mesures de microdureté présentent des valeurs comprises entre 450 Hv0,1 et 500 Hv0,1.

D'après le diagramme TTV, ces valeurs correspondent à des températures atteintes

comprises entre 1100 °C et 1200 °C. Du fait des gradients thermiques importants, il

semble donc difficile d’évaluer précisément les températures. La simulation indique dans

cette zone une température atteinte comprise entre 900 et 1050°C (fort gradient de

température). L'écart entre les mesures de microdureté et la simulation reste donc faible

(inférieure à 20 %) compte tenu des fortes variations de température dans cette zone.

Entre le point n°5 et le point n°8 (zone B), on observe des valeurs de microdureté

comprises entre 600 Hv0,1 et 775 Hv0,1. D'après la Figure 10, ces valeurs correspondent à

des températures atteintes supérieure à 1275 °C (775 Hv0,1 est supérieur à la dureté

maximale renseignée dans le diagramme TTV). La simulation indique dans cette zone

une température atteinte comprise entre 1250°C et 1320°C (fort gradient de

température). L'écart entre les mesures de microdureté et la simulation est donc très

faible compte tenu des fortes variations de température dans cette zone.

Entre le point n°9 et le point n°10 (zone C), on observe des valeurs de microdureté

comprises entre 850 Hv0,1 et 900 Hv0,1. Ces valeurs ne sont pas reportées sur le

diagramme TTV et la température est donc estimée comme supérieure à 1300 °C. La

température simulée est de 1300 °C, ce qui montre un bon accord entre la simulation et

les températures estimées expérimentalement.

Entre les points 10 et 13 (zone D), les valeurs de microdureté chute brutalement. Les

températures simulées rendent bien compte de cette chute. Du fait des gradients très

importants, il est difficile d’estimer précisément les températures dans cette zone. Ces

valeurs correspondent à des températures comprises entre 950 et 1300 °C ce qui est en

bon accord avec la simulation.

Entre les points 13 et 15 (zone E), on retrouve la microdureté du métal de base et la

zone n’est pas transformée. Les températures sont donc inférieures à Ac1 (950°C).

Les niveaux de microdureté mesurés sur le coté gauche de la pièce semblent indiquer

que la simulation rend bien compte des variations de température au sein de la gaine et

permet d’estimer avec une bonne précision les températures atteintes.

15.

1

11 6

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

0 5 10 15Numéro de points

Dure

tés V

ickers

HV

0,1

600

700

800

900

1000

1100

1200

1300

1400

Tem

péra

ture

sim

ulé

e (

°C)

B

A

C D E

C B A D E

Températures évaluées expérimentalement à l’aide

de la dureté et du diagramme TTV


3.3.1.3. Conclusion de la comparaison thermique

Les résultats indiquent que les localisations des transformations, leurs étendues ainsi

que la valeur des températures obtenues sont en bon accord avec les essais sauf en ce qui

concerne les zones proches des électrodes. Les différences de température observées

entre simulation et expérimentation sont du même ordre de grandeur que les différences

obtenues entre le coté droit et le coté gauche des pièces (manque d'homogénéité

circonférentielle).

Enfin, cette étude a été réalisée dans le cas des faibles déformations et l’analyse des

températures obtenues après déformation devra être réalisée avec prudence.

3.3.2. Comparaison avec les mesures en cours de soudage

L’installation expérimentale SOPRANO est instrumentée avec plusieurs capteurs

permettant de suivre la force, l’intensité du courant, le déplacement et la différence de

potentiel entre les mors en fonction du temps comme indiqué dans le Chapitre 2,

paragraphe 2.4.

L’objectif est ici de comparer les données mesurées avec les données issues de la

simulation numérique. La comparaison, ici locale, porte sur le point central du plan

d’expérience PM2000-1 (voir Chapitre 2, paragraphe 2.6) à savoir

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm). La comparaison plus globale sur

l’ensemble de la plage des paramètres opératoires est réalisée au Chapitre 4.

Les résultats numériques obtenus avec le modèle de référence sont comparés aux

mesures expérimentales. La Figure 3.16 présente les évolutions du déplacement, de la

résistance électrique entre les mors (Rmors) et de l’énergie électrique dissipée obtenues

par les mesures expérimentales et par la simulation numérique.

Figure 3.16: Comparaison entre les mesures expérimentales (trait plein) et les données obtenues par simulation numérique (pointillé) du déplacement, de la

résistance entre les mors et de l’énergie en fonction du temps pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

3.3.2.1. Comparaison du déplacement

La comparaison du déplacement simulé et du déplacement mesuré montre l’existence

de plusieurs étapes. Entre 2 ms et 6 ms, on observe sur les deux courbes une légère

augmentation du déplacement. A partir de 6 ms, les deux courbes montrent une

décroissance liée à la phase d’affaissement. Le déplacement mesuré décroit plus

rapidement que celui simulé. A la fin de la phase de soudage, la valeur du déplacement

simulé est inférieure à la valeur du déplacement mesuré (265 µm contre 346 µm).

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,002 0,004 0,006 0,008 0,01 0,012

Dép

lacem

ent (

mm

)

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Résistance électrique- Exp. Résistance électrique - Simu.Déplacement - Exp. Déplacement - Simu.

0

100

200

300

400

500

600

0 0,005 0,01 0,015

En

erg

ie ( J

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Energie - Exp. Energie - Simu.

- 70 -

La différence dans la cinétique d’évolution du déplacement ainsi que dans les valeurs

peut s’expliquer par les propriétés du matériau à haute température évaluées par

extrapolation de données issues de la littérature. L’hypothèse du contact collant entre

pièces peut lui aussi expliquer une partie de la différence (voir paragraphe 3.3.4.2).

3.3.2.2. Comparaison de la résistance entre les mors

Au début du procédé (t < 3 ms), on observe une diminution rapide de la résistance

électrique entre les électrodes pour les données mesurées ainsi que pour les données

simulées. On observe ensuite une décroissance plus lente jusqu’à l’affaissement des

pièces. Après affaissement des pièces, on observe sur la résistance mesurée que la valeur

n’évolue quasiment plus. L’affaissement étant plus lent dans la simulation, cette

stagnation n’est pas observée.

La simulation rend bien compte des variations de résistance obtenues en cours de

soudage. Cependant, la simulation surestime la valeur de la résistance de 20 à 30 %.

La résistance engendrée par la RCE p-e est prédominante dans la mesure de

résistance entre les mors (environ 50 % de la valeur mesurée). La différence entre la

résistance électrique simulée et mesurée provient donc probablement d’une différence

dans la valeur de RCE p-e introduite dans la simulation et les valeurs réelles. En effet,

celle-ci peut varier en fonction, entre autre, des électrodes utilisées ainsi que de leur état

d’usure.

3.3.2.3. Comparaison de l’énergie électrique dissipée

La comparaison de l’énergie électrique dissipée montre que la simulation tend à sous-

estimer cette valeur avec une différence sur l’énergie finale de 100 J soit 20 % de la

valeur de cette dernière. Cette différence provient du fait que le courant de consigne et

donc le courant simulé est plus faible que le courant réel. Cependant, l’évolution de

l’énergie simulée est semblable à celle mesurée.

3.3.2.4. Conclusion sur la comparaison avec les mesures

La simulation permet de rendre compte de l’évolution de grandeurs mesurées. La

différence dans l’estimation de la valeur des grandeurs est de l’ordre de 20 %. La

cinétique d’évolution du déplacement est la grandeur la moins bien représentée. Malgré

ces différences, la bonne représentation des évolutions montre que la simulation rend

compte des principaux phénomènes physiques en cours de soudage. Cette conclusion

s’étend sur l’ensemble de la plage des paramètres opératoires testés. Le Chapitre 4

détaille les éléments de comparaison utilisés sur l’ensemble de la plage des paramètres

opératoires.

3.3.3. Comparaison de la déformée finale

La déformée simulée est comparée avec la forme de la soudure observée après découpe

et attaque métallographique de la soudure. La comparaison est représentée sur la Figure

3.17.


Figure 3.17 : Comparaison de la déformée simulée de la soudure (en pointillé) avec la forme observée par microscopie optique (après attaque métallographique) pour


La déformée simulée montre que la partie de gaine dépassant de l’électrode est la

zone la plus déformée, phénomène aussi observé expérimentalement. La gaine prend

appui sur l’électrode de soudage dans les deux cas.

Cependant, la forme des bourrelets interne et externe simulés ne correspond pas à la

morphologie observée expérimentalement. Le bourrelet externe observé

expérimentalement est plus important que celui simulé. Au niveau du bourrelet externe,

il semble que la gaine glisse le long du chanfrein du bouchon et qu’elle est poussée vers

l’extérieur. Cet effet n’est pas pris en compte par la simulation du fait que le contact

initial entre pièces est modélisé par une continuité du maillage. Le bourrelet interne

simulé est quant à lui plus important que celui observé expérimentalement. Différentes

hypothèses sont proposées pour expliquer ce phénomène :

Le glissement de la gaine au niveau du contact peut entrainer un déplacement

généralisé de la partie de gaine dépassant de l’électrode vers l’extérieur réduisant la

quantité de matière à l’intérieur de la gaine et augmentant celle à l’extérieur.

La partie interne de la gaine subit les plus hautes températures. Les hypothèses

réalisées sur les propriétés mécaniques du matériau à haute température peuvent

aussi entrainer la différence observée.

Sur la macrographie après attaque métallographique, on observe que le bourrelet

interne est composé de grains allongés indiquant un passage à l’état liquide. La

simulation numérique ne prend pas en compte les propriétés d’une phase liquide et

donc ne modélise pas la possible éjection de matière en fusion réduisant la taille du

bourrelet.

La comparaison de la déformée obtenue montre encore une fois la limitation du

modèle dans la prédiction quantitative (méconnaissance des propriétés matériaux à

hautes températures) et même qualitative (modélisation du contact par continuité du

maillage) des phénomènes mécaniques.

3.3.4. Conclusion et discussion de la mise à l’épreuve

La simulation numérique permet de rendre compte des températures obtenues dans

les pièces dans le cas des faibles déformations avec une précision acceptable puisque

celle-ci est de l’ordre de grandeur des différences observées le long de la circonférence de

la soudure. La simulation numérique permet aussi de rendre compte de l’évolution des

grandeurs mesurées en cours de soudage. Deux points de divergence ont été mis en

avant.

Déformée

simulée

250µm

Bourrelet interne

Bourrelet externe

Zone en appui sur l’électrode

Partie de gaine

ayant glissé

Vers l’extérieur du gainage Vers l’intérieur du gainage

- 72 -

3.3.4.1. Températures proche de l’électrode

Les températures simulées proches des zones de contact avec l’électrode peuvent être

sous estimées. Par simulation numérique, il est possible de montrer que la température

obtenue en ce point était fortement dépendante de la valeur de la RCT introduite entre

les pièces et les électrodes.

La valeur de la RCT choisie est de 5 W-1.mm².K. Cette valeur est le cas extrême pour

lequel la température proche de l’électrode dépasse la température de fusion. Cependant

cette valeur correspond aussi à l’ordre de grandeur de la RCT entre un acier et du cuivre

rapportée dans plusieurs études [83, 114]. La comparaison des champs thermiques avec

et sans RCT p-e est présentée sur la Figure 3.18.

Figure 3.18 : Comparaison des résultats obtenus par simulation numérique (températures et déformée) avec ou sans RCT p-e. (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

Lorsqu’une RCT p-e est présente, un point chaud se forme au niveau de la jonction

entre la gaine et l’électrode. Ce point chaud grandit au fur et à mesure du temps. A

t = 13 ms, on observe que le point le plus chaud se trouve proche de l’électrode

contrairement au calcul réalisé sans RCT p-e et atteint des températures supérieures à

la température de fusion.

La RCT p-e à donc une influence importante sur les champs de températures

obtenues proche de l’électrode. Plus on s’éloigne de l’électrode et moins son influence est

importante. De fait, plus l’électrode est proche du contact p-p (Lg faible) et plus il faut

s’attendre à ce que le point chaud formé proche de l’électrode modifie la température au

contact par conduction thermique.

L’évaluation des températures proches de l’électrode à l’aide de la simulation

numérique devra donc être réalisée avec prudence puisque la température de cette zone

dépend de caractéristiques interfaciales entre l’électrode et la pièce que nous n’avons pas

pu mettre en œuvre (mesure de RCT). Cependant nous n’avons pas intégré

systématiquement une RCT dans le modèle puisque comme montré sur la Figure 3.11, la

présence du point particulièrement chaud proche de l’électrode n’est pas systématique et

peut apparaitre d’un coté de la soudure sans pour autant apparaitre de l’autre.

3.3.4.2. Comportement lors de l’affaissement et glissement de la gaine

Nous avons observé que l’affaissement obtenu par simulation numérique était plus

lent et moins important que celui obtenu expérimentalement. De plus la comparaison de

la déformée montre l’existence d’un glissement de la gaine le long du chanfrein du

bouchon.

Tem

pér

atu

res

(°C

)

T°max= 1368°C

t = 13 ms

Avec RCT p-e Sans RCT p-e

T°max= 1520°C

t = 5 ms

Tem

pér

atu

res

(°C

)

t = 5 ms

Tem

pér

atu

res

(°C

)

Tem

pér

atu

res

(°C

)

t = 13 ms


Un calcul a été réalisé dans lequel un contact glissant entre pièce a été introduit selon

la même procédure que pour le contact mécanique p-p (voir paragraphe 3.2.4.3.2).

Figure 3.19 : Comparaison des résultats obtenus par simulation numérique en fonction de la nature du contact mécanique entre pièces (collant ou glissant) pour

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm) a : Champ de température simulée ; b : Déformée ; c : Déplacement en fonction du

temps)

L’ensemble des observables est identique jusqu’à t = 5,5 ms, temps à partir duquel

l’affaissement commence dans le cas du contact glissant.

A t = 5,5 ms, on observe une ouverture du contact extérieur dans le cas du contact

glissant et l’affaissement commence. A t = 13 ms, on observe que le contact glissant

génère un bourrelet extérieur de taille plus importante et un bourrelet interne de taille

plus réduite ce qui correspond mieux aux observations expérimentales de la déformée.

Le contact glissant engendre un affaissement plus important et plus rapide dont la

valeur finale représente mieux l’affaissement final mesuré. Cependant, il entraine aussi

un affaissement plus précoce, phénomène qui n’est pas observé dans les mesures

expérimentales. Cela montre que la situation réelle se trouve entre ces deux cas

extrêmes (contact frottant). Il est aussi tout à fait possible que le contact réel passe d’un

régime plutôt glissant à un régime plutôt collant au cours du procédé du fait de la

température.

Malheureusement, nous n’avons pas pu réaliser de caractérisation tribologique du

contact p-p. Nous avons donc choisit de conserver le contact collant afin d’éviter les

problèmes de convergence des calculs.

-0,45

-0,40

-0,35

-0,30

-0,25

-0,20

-0,15

-0,10

-0,05

0,00

0,05

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Temps ( s )

(2200 N, 16kA, 13 ms, 0,5 mm)

Mesure Expérimentale

Simulation - Contact collant

Simulation - contact glissant

Contact collant Contact glissant

Tem

pér

atu

res

(°C

) T°max= 1307°C T°max=1368 °C

t = 13 ms t = 6 ms

T°max=1092 °C

t = 6 ms

T°max=1273 °C

t = 13 ms

Déformée –

contact glissant

Déformée –

contact collant

a.

b. c.

- 74 -

3.4. Conclusion

Le modèle numérique du procédé de soudage par résistance appliqué au gainage

combustible a été développé à l’aide du logiciel SYSWELD. Il prend en compte les

phénomènes électriques, thermiques, mécaniques impliqués dans l’opération de soudage

par résistance. Une procédure spécifique de couplage séquentiel a été mise en place afin

d’actualiser la géométrie au fur et à mesure du calcul électrothermique.

La simulation comparée à des essais expérimentaux montre une bonne capacité à

rendre compte des températures obtenues dans le cadre de petites déformations. La

simulation montre aussi une bonne capacité à rendre compte des évolutions des

grandeurs mesurées expérimentalement (Différence de potentiel entre les mors,

déplacement). La déformée obtenue par simulation est représentative mais présente des

différences locales au niveau des bourrelets internes et externes du fait de la

méconnaissance des propriétés mécaniques et tribologiques.

La simulation est donc performante pour évaluer les phénomènes électriques et

thermiques avant déformation. Lorsque les pièces commencent à se déformer la

simulation est alors représentative des phénomènes observées mais est limitée quant à

leurs quantifications. Les résultats obtenus numériquement lorsque les pièces se

déforment doivent donc être utilisés avec précaution. De plus, il a été montré que la

simulation pouvait ne pas être représentative des phénomènes de chauffage proches des

électrodes du fait des hypothèses réalisées sur les conditions interfaciales entre pièces et

électrodes.

Influence des paramètres opératoires sur le soudage - 75 -

Chapitre 4

Influence des paramètres opératoires sur le

soudage

L’objectif de ce chapitre est d’évaluer l’influence des paramètres opératoires sur les

sollicitations électriques, thermiques et mécaniques en cours de soudage de l’alliage

PM2000. L’influence de ces sollicitations sur la métallurgie des matériaux soudés sera

étudiée dans le chapitre suivant.

Dans un premier temps, les phénomènes électriques, thermiques et mécaniques

seront identifiés. Chaque phénomène sera associé à une ou plusieurs mesures

caractéristiques provenant d’essais expérimentaux ou de simulations numériques dans

le but de définir les réponses du plan d’expérience. L’influence des paramètres

opératoires sur les phénomènes physiques présents en cours de soudage (thermiques,

électriques, mécaniques) sera alors étudiée.

4.1. Identification des phénomènes physiques

L’identification des phénomènes physiques en cours de soudage est réalisée à l’aide

d’un parallèle entre la simulation numérique et les mesures expérimentales réalisées sur

le point central du plan d’expérience n°1 réalisé sur PM2000 (PM2000-1). Les

paramètres opératoires sont donc (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm). Ce

point central permet d’illustrer les phénomènes typiques observés sur l’ensemble de la

plage de paramètres opératoires testée. Les variations autour de ce point seront étudiées

dans les paragraphes suivants à l’aide du formalisme des plans d’expériences.

La distribution des températures en cours de soudage obtenue par simulation

numérique, le déplacement mesuré et simulé ainsi que la résistance mesurée entre les

- 76 -

mors et la température calculée au contact initial p-p (T°ctc) sont présentés sur la Figure

4.1.

Figure 4.1 : Résultats numérique et expérimentaux pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

a. : Températures et déformée obtenue par simulation numérique b. :Températures minimale, moyenne et maximale au contact p-p et déplacement en

fonction du temps obtenus par simulation numérique c. : Déplacement et résistance entre les mors en fonction du temps obtenus par

mesure en cours de soudage

4.1.1. Chauffage des interfaces

Durant les premières millisecondes (t < 5 ms), la température au niveau du contact

entre les pièces à souder augmente rapidement d’après la simulation (>100 °C/ms), et la

résistance entre les mors diminue. En effet, au début du procédé, les valeurs élevées de

la RCE p-p et de la RCE p-e entrainent un chauffage plus important à ces contacts par

effet Joule. Cette augmentation de température aux contacts diminue alors les valeurs

de RCE, et entraîne une diminution de la résistance entre les mors. Les RCE diminuant,

la génération de chaleur aux contacts devient plus faible.

Le déplacement évolue peu pour t < 5 ms. Cependant, la mesure expérimentale

montre une légère diminution du déplacement (-6 µm) entre t = 0 ms et t = 2 ms qui n’est

pas observée par simulation numérique. Cette phase est suivie d’une phase

d’augmentation (jusqu’à 4 µm) qui cette fois ci est observée par simulation numérique et

est peut être attribuée à la dilatation thermique des pièces. La diminution initiale du

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0

400

800

1200

1600

2000

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

nent (

mm

)

Tem

péra

utr

e ( °

C )

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

T°ctc - Simulation Déplacement - Simulation

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Résistance électrique- Exp. Déplacement - Exp.

Ele

ctro

des

Ele

ctro

des

Gaine

Gaine

Bouchon Bouchon

Lg

2 ms 7 ms 13 ms

Max.

Moy.

Min.

(a)

(b) (c)

2 ms 7 ms 13 ms

200 µm


déplacement est supposée due à des micro-ajustements du contact mécanique suite au

chauffage des contacts (déformation des aspérités, glissement).

4.1.2. Chauffage des volumes

Il y a un changement de régime à partir de t = 5 ms. Le soudage passe d’un régime où

le chauffage aux interfaces est prépondérant à un régime où le chauffage dans les

volumes (notamment de la partie de gaine dépassant de l’électrode, voir Figure 2.9) le

devient.

Entre t = 5 ms et t = 7 ms, la vitesse de chauffage au contact p-p diminue et la

diminution de la résistance entre les mors se fait, elle aussi, moins marquée.

L’augmentation du déplacement, due à la dilatation thermique, se poursuit jusqu'à

t = 7 ms, temps à partir duquel l’affaissement commence.

Au niveau des champs de températures, un déséquilibre thermique est observé entre

la gaine et le bouchon. Les températures les plus élevées se situent dans la gaine. En

effet, le passage du bouchon massif à la gaine plus étroite génère une macro-constriction

du courant qui engendre une densité du courant plus élevée dans la gaine que dans le

bouchon augmentant ainsi l'effet Joule. Plus particulièrement, on observe un point

chaud localisé vers l’intérieur de la gaine et une zone de températures plus basses

localisée vers l’extérieur de la gaine. Ceci provient de la constriction de courant qui est

plus importante à l’intérieur de la gaine comme l’illustre la densité de courant électrique

obtenue par simulation numérique présentée sur la Figure 4.2.

Figure 4.2 : Densité de courant électrique normalisée obtenues par simulation numérique pour Lg = 0,5 mm

On observe bien une densité de courant électrique plus importante dans la gaine par

rapport au bouchon et plus particulièrement à l’intérieur du contact p-p ainsi qu’au

niveau du contact avec l’électrode.

Sous l’effet de l’augmentation de la température dans la gaine, les propriétés

mécaniques locales du matériau diminuent. Au bout d’un certain temps, la partie de

gaine dépassant de l’électrode atteint une température qui sous l’effet de la force

entraine l’écrasement de la gaine et conduit à l’affaissement des pièces.

Les phénomènes thermiques sont donc, après quelques millisecondes, principalement

pilotés par la différence de section macroscopique entre le bouchon massif et la gaine

plus étroite. Ce phénomène conduit alors au chauffage de la partie de gaine dépassant de

l’électrode et à son affaissement.

200 µm

Den

sité

de

cou

ran

t

no

rmal

isée

(%

)

Vers l’intérieur du gainage Vers l’extérieur du gainage

- 78 -

4.1.3. Affaissement - Déformation des pièces

L’affaissement des pièces intervient à t = 7 ms dans cet exemple. Il découle de la

diminution des propriétés mécaniques du matériau dans la partie de gaine dépassant de

l’électrode du fait de l’augmentation de température. On rappelle que lors de la

déformation, les informations issues de la simulation numérique sont à utiliser avec

précaution du fait que la cinétique de l’affaissement ainsi que la forme de la déformée

prévue par la simulation numérique. Elles présentent des disparités avec les observables

expérimentaux correspondants (Chapitre 3, paragraphe 3.3.3).

La résistance électrique continue de diminuer jusqu’à la fin de l’affaissement puis

reste constante jusqu’à la fin de l’application du courant. On notera que pour certains

paramètres opératoires, une singularité est observée sur la mesure de résistance

électrique. Cette singularité est analysée en Annexe 7.

Au niveau du déplacement mesuré, la diminution commence lentement puis accélère.

On observe à la fin de l’affaissement des oscillations dans la courbe de déplacement que

l’on suppose être dues à la rigidité de l’installation.

La déformation des pièces peut être analysée en observant la déformation des grains

alignés initialement dans la direction de la gaine. La Figure 4.3 présente la

macrographie typique d’un essai expérimental réalisé sur PM2000 où les déformations

sont mises en évidence par des traits noirs.

Figure 4.3 : Macrographie après attaque métallographique d’une soudure sur PM2000 avec mise en évidence de la déformation (traits noirs)


On observe que la zone la plus déformée est la partie de gaine dépassant de

l’électrode. Au cours de l’affaissement, la gaine semble glisser le long du chanfrein du

bouchon et un déplacement généralisé vers l’extérieur est observé. On observe que la

gaine prend appui sur le chanfrein de l’électrode.

La déformation de la gaine proche de l’électrode (repère A) forme alors un S

entrainant a priori des contraintes de cisaillement. Au niveau de l’intérieur du contact

(repère B), on observe que la matière est fortement déformée. Il a été montré par

simulation numérique que ce point était le point le plus chaud des pièces. Sous l’effet de

l’écrasement, la matière fortement chauffée (et pouvant être à l’état liquide) semble être

chassée vers l’intérieur et forme le bourrelet interne. Le bourrelet interne (repère C) est

ici en partie formé d’une zone fondue. Dans le cas présenté Figure 4.3, le bouchon n’est

pas déformé.

Forte

déformation

Mouvement de

matière

Position de

l’électrode

200µm

A B

C Vers l’extérieur du gainage Vers l’intérieur du gainage


4.1.4. Conclusion sur les phénomènes physiques

L’étape de soudage typique dans la plage de paramètres opératoires étudiée peut se

découper en trois phases consécutives mettant en jeu des phénomènes physiques

particuliers :

une phase de chauffage des interfaces durant les premières millisecondes : cette

phase est liée aux RCE et entraine une élévation rapide des températures aux

contacts qui ont pour effet de diminuer la résistance mesurée entre les mors.

une phase de chauffage des volumes s’étendant jusqu’à l’affaissement des pièces.

Cette phase est liée à la diminution des RCE suite à l’augmentation des

températures aux contacts. La constriction du courant dans la gaine étroite entraine

alors une augmentation de la température de la gaine. Cette augmentation de

température va entrainer l’affaissement de la gaine.

une phase d’affaissement des pièces et de déformation de la gaine. Durant cette

phase, la partie de gaine dépassant de l’électrode s’écrase entrainant une diminution

de la longueur des pièces et une déformation importante de la partie de gaine

dépassant de l’électrode. Une partie de la gaine est poussée vers l’extérieur et entre

en contact avec l’électrode. La partie la plus intérieure du joint est chassée vers

l’intérieur de la gaine et forme le bourrelet interne.

Ces phénomènes sont observés sur l’ensemble des essais. Cependant, il est évident

qu’en fonction des paramètres opératoires, des variations de l’intensité de ces différents

phénomènes (chauffage plus ou moins rapide, affaissement plus ou moins important…)

apparaissent. Dans le paragraphe suivant, nous analysons donc l’effet des paramètres

opératoires sur ces différents phénomènes dans le cas du PM2000.

4.2. Reproductibilité des mesures

Avant de s’intéresser à l’influence des paramètres opératoires sur les différents

phénomènes en utilisant les mesures en cours de soudage, il est nécessaire de

s’intéresser à la reproductibilité de celles-ci. La reproductibilité est illustrée sur le point

central du plan d’expérience (PM2000-1) pour lequel deux essais ont été réalisés (PM66

et PM67). La comparaison entre ces deux essais du déplacement et de la résistance entre

les mors est présentée sur la Figure 4.4.

Figure 4.4 : Comparaison du déplacement et de la résistance entre les mors obtenue par mesure en cours de soudage entre deux essais (PM66 et PM67) réalisés avec des

paramètres opératoires identiques sur PM2000 (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)

La variation de la résistance est inférieure à 10 µOhm, soit 2 % de la valeur mesurée

à t = 5 ms. Concernant le déplacement, l’affaissement commence 0,10 ms plus tôt pour

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm

Résistance électrique - PM 66 Résistance électrique - PM 67Déplacement - PM66 Déplacement - PM67

- 80 -

l’essai PM66 (pour un taff de 6,47 ms) et l’affaissement final présente une différence de

38 µm soit 10 % de la mesure.

On observe donc une variabilité inférieure à 10 % pour les mesures liées au

déplacement et de 2% pour celles liées à la différence de potentiel entre les mors

(résistance électrique et énergie). Cependant, nous avons observé que la valeur de

résistance électrique entre les mors peut varier de manière plus importante (10 %)

notamment lorsque les électrodes sont utilisées pour de nombreux essais (on observe

alors une augmentation de la résistance au fur et à mesure des essais).

Cependant, on notera que dans le cas du formalisme des plans d’expériences factoriels

complets, les effets sont calculés par la différence de deux moyennes comme indiqué ci-

dessous :

2 x Effet de Is = (moyenne des 8 essais avec Is = +1) – (moyenne des 8 essais avec Is = -1)

L’utilisation de ces moyennes permet de « lisser » les variations observées sur chaque

essai élémentaire. Par exemple, si pour une mesure, la distribution des valeurs mesurées

suit une loi normale d’écart-type σ0, l’effet calculé aurait pour écart-type σ0/16.

La disponibilité commerciale de l’alliage PM2000 ne nous a pas permis de réaliser

suffisamment d’essais pour connaitre la loi de distribution des mesures. Nous

retiendrons simplement que la reproductibilité des mesures est dans l’ensemble bonne

(variation de 10 % environ) et que le formalisme du plan d’expériences tend à diminuer

la variabilité des résultats.

4.3. Influence des paramètres opératoires

L’objectif est d’identifier l’influence des différents paramètres opératoires sur les trois

grandes phases de l’étape de soudage mettant en jeu des phénomènes physiques

particuliers (chauffage des interfaces, chauffage des volumes et affaissement). Le

formalisme des plans d’expériences adopté pour cette étude nécessite la définition de

« réponses ». Pour chaque phénomène physique dont on souhaite connaitre les variations

en fonction des paramètres opératoires, il est donc nécessaire d’identifier des mesures

qui serviront de « témoins » de ce phénomène.

La plage de paramètres opératoires étudiée est reportée dans le Tableau 2.3.

Paramètres opératoires

Fs (N) Is (kA) ts (ms) Lg (mm)

Niveaux -1 +1 -1 +1 -1 +1 -1 +1

Valeurs 1800 2600 14 18 10 15 0,2 0,8

Tableau 4.1 : Plage de paramètres opératoires étudiée pour l’alliage PM2000

Afin d’aider à l’interprétation des résultats, ce plan d’expériences a aussi été réalisé

par simulation numérique. Dans la suite de l’étude, les interactions entre facteurs seront

négligés car leur contribution est faible (inférieure à 10 % de l’effet principal le plus

important). Les contributions des résidus aux différentes réponses sont elles inférieures

à 5 % montrant la capacité de la régression linéaire à rendre compte de l’effet des

paramètres opératoires.


4.3.1. Le chauffage des interfaces

4.3.1.1. Identification des mesures

Le premier phénomène physique important est le chauffage aux interfaces. D’un point

de vue expérimental, ce chauffage est associé à une diminution des RCE p-p et p-e et

donc à une diminution de la résistance entre les mors. On peut donc utiliser la mesure de

résistance entre les mors à t = 5 ms (Rinit) comme mesure représentative du phénomène

de chauffage des interfaces (de façon plus précise, Rinit désigne la résistance moyenne

mesurée entre t = 5 ms et t = 6 ms). Cependant, nous avons observé (voir Annexe 4) que

la résistance entre les pièces n’était qu’une très faible partie de la mesure de résistance

entre les mors (environ 5 %). On utilisera donc aussi la simulation numérique et

notamment la valeur de la température du contact entre pièces à t = 5 ms (Tctcinit).

4.3.1.2. Influence des paramètres opératoires sur la résistance électrique initiale

On étudie l’influence des paramètres opératoires sur Rinit. Les effets des paramètres

opératoires obtenus expérimentalement et par simulation numérique sont exposés dans

le Tableau 4.2 .

Tableau 4.2 : Effets des paramètres opératoires sur la résistance initiale en milliohm obtenus par mesure en cours de soudage lors du plan PM2000-1 et par simulation

numérique de ce même plan

On rappelle que la constante représente la moyenne des mesures obtenues pour les 16

essais de chaque plan. Plus l’effet d’un paramètre opératoire est important (positivement

ou négativement) et plus le paramètre est influent sur la réponse.

Dans un premier temps, on observe que Lg et Is ont des effets importants alors que Fs

et ts ont des influences faibles.

ts devrait avoir une influence nulle puisque la mesure est réalisée avant l’arrêt du

courant. Les effets observés pour ts sont donc issus de la variabilité des mesures et nous

donne une indication quant à la précision des effets des autres facteurs.

Plus le courant est fort et plus il y a de chaleur générée par effet Joule aux contacts

donc plus la température augmente vite entrainant une diminution des RCE p-p et p-e.

L’effet de Lg n’apporte aucune information quant au chauffage des interfaces. En effet,

la résistance est modifiée du fait d’une longueur de gaine plus grande à traverser. Il n’est

pas possible d’accéder à son effet sur le chauffage des interfaces à l’aide de cette mesure.

Le peu d’influence de Fs sur cette mesure montre encore une fois que ce paramètre a

une influence trop faible (entre les bornes étudiées) sur la RCE p-p pour être détectée

par les mesures en cours de soudage (voir Annexe 4).

Les résultats obtenus par simulation numérique sont proches des résultats obtenus

expérimentalement avec des écarts inférieures à 3 % de la constante obtenue

expérimentalement (de manière générale, les écarts entre les deux plans seront exprimés

en pourcentage de la constante qui représente la valeur moyenne). Il est donc acceptable

PM2000-1 Simulation

Constante 232 236

Fs -5 - 1

Is -18 -11

ts -3 0

Lg 22 23

- 82 -

d’utiliser la simulation numérique pour analyser l’effet des paramètres opératoires sur le

chauffage des interfaces en début de procédé.

4.3.1.3. Influence des paramètres opératoires sur les températures au contact p-p

On utilise quatre températures issues de la simulation numérique pour caractériser le

chauffage à l’interface p-p.

La température moyenne au contact p-p à t = 5 ms noté Tctcinit-moy;

La température maximale au contact p-p à t = 5 ms noté Tctcinit-max;

La température minimale au contact p-p à t = 5 ms noté Tctcinit-min;

La différence entre la température maximale et la température minimale au contact

p-p à t = 5 ms noté ΔTctcinit.

On notera que l’estimation de la valeur des températures au contact par la simulation

ne doit être utilisée qu’à titre indicatif. En effet, le contact est une région de singularités

géométriques (aspérités) entraînant localement des gradients de température très

importants. Les températures obtenues dans la simulation doivent être vues comme des

températures « macroscopiques » au contact et ne donnent pas d’indication quant à la

valeur de la température obtenue localement au niveau des aspérités [115].

Les effets des paramètres opératoires sur ces quatre grandeurs sont présentés dans le

Tableau 4.3.

Tableau 4.3 : Effets des paramètres opératoires sur les températures caractéristiques du contact en degrés Celsius obtenus par simulation numérique

On observe que Is est le paramètre le plus influent sur les températures au contact. Lg

est le second paramètre ayant le plus d’influence. Fs et ts ont une influence très faible.

On observe qu’une augmentation de Is tend à augmenter la température au contact de

façon générale mais augmente l’hétérogénéité de température.

En revanche, une augmentation de Lg a pour seul effet d’accroitre l’écart entre la

température maximale et la température minimale sans pour autant augmenter la

température moyenne. Cela provient du fait que plus Lg est grand et plus les lignes de

courant sont concentrées vers l’intérieur de la gaine comme le montre les lignes de

courant simulées présentées sur la Figure 4.5.

Tctcinit-moy Tctcinit-max Tctcinit-min ΔTctcinit

Constante 777 1134 576 558

Fs -1 -6 0 -5

Is 73 115 42 72

ts 0 0 0 0

Lg 1 61 -16 78


Figure 4.5 : Répartition des lignes de courant en fonction de Lg

La concentration des lignes de courant entraîne une densité de courant plus élevée à

l’intérieur de la gaine ce qui augmente localement l’effet Joule.

4.3.2. Synthèse

En conclusion, seuls Is et Lg ont une influence significative sur le phénomène de

chauffage initial au contact p-p. Un Lg au niveau haut a pour conséquence un écart plus

important entre les températures maximales et minimales au contact sans pour autant

apporter une température moyenne plus importante. Is au niveau haut génère lui aussi

un écart plus important des températures mais permet aussi d’augmenter la

température générale au contact. D’après l’analyse numérique réalisée au Chapitre 3

(paragraphe 3.2.4.1), la valeur de la RCE p-p a aussi une influence importante sur le

phénomène de chauffage initial au contact.

4.3.3. Le chauffage des volumes


La seconde phase du soudage est le chauffage de la partie de la gaine dépassant de

l’électrode. Lorsque la température dans cette partie est suffisante pour permettre son

affaissement sous la force considérée, une décroissance du déplacement mesuré est

observée. Il est alors possible de caractériser la vitesse de chauffage de cette partie par la

mesure du temps de début d’affaissement (taff = temps à partir duquel un déplacement de

-0,02 mm est observé). On notera que pour certaines configurations, l’affaissement est

trop faible pour être détecté. Dans ces cas, le temps à l’affaissement (taff) sera considéré

égal au temps de soudage (ts).

Il est aussi possible d’évaluer les températures atteintes dans les volumes à t = 5 ms

et au moment de l’affaissement en utilisant la simulation numérique.

Enfin, on s’intéressera à la mesure de l’énergie électrique dissipée à

l’affaissement (Eaff).

4.3.3.2. Influence des paramètres opératoires sur le temps à l’affaissement

On étudie l’influence des paramètres opératoires sur taff. Les effets des paramètres

opératoires obtenus expérimentalement et par simulation numérique sont reportés dans

le Tableau 4.4.

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

- 84 -

Tableau 4.4 : Effets des paramètres opératoires sur le temps à l’affaissement en millisecondes obtenus par mesure en cours de soudage lors du plan PM2000-1 et

par simulation numérique de ce même plan

Les paramètres opératoires les plus influents sur taff sont Lg et Is. Fs et ts possèdent

des influences plus faibles.

Un Fs plus élevé permet un affaissement plus précoce puisque les températures à

atteindre pour permettre l’affaissement sont plus basses.

Lorsque Is augmente, l’affaissement est également plus précoce. En effet, plus le

courant est élevé et plus l’effet Joule est important entrainant une élévation de

température accrue et donc l’obtention plus rapide de températures permettant

l’affaissement.

Même si taff est majoritairement mesuré avant t = ts, l’effet de ts n’est pas nul puisque

certains essais montrent un affaissement après l’interruption du courant. Cependant, il

est évident que ts n’a pas d’influence sur tous les phénomènes se déroulant avant la

descente en courant (t = 9 ms ou t = 14 ms).

Lorsque Lg augmente, l’affaissement est plus précoce. Lg a donc un effet important sur

la vitesse de chauffage des volumes ou sur les températures atteintes lors de

l’affaissement.

On montre que les résultats obtenus par simulation numérique sont proches de ceux

obtenus expérimentalement avec la même hiérarchie dans les paramètres opératoires et

une différence dans les valeurs inférieure à 2 % de la mesure. Il est donc possible

d’utiliser la simulation numérique afin de caractériser l’influence des paramètres

opératoires sur le phénomène de chauffage des volumes.

4.3.3.3. Influence des paramètres opératoires sur la température à t = 5 ms

Puisque ts et Fs ont peu d’influence sur taff, on étudiera uniquement les différences

engendrées par Lg et Is (Fs est fixé à 2600 N et son influence est négligeable ; ts a aucune

influence). La Figure 4.6 montre les champs de températures à 5 ms pour les quatre

combinaisons possibles de Lg et Is.

PM2000-1 Simulation

Constante 7,09 7,58

Fs -0,22 -0,28

Is -0,99 -1,06

ts -0,04 0,07

Lg -1,02 -1,06


Figure 4.6 : Champs de températures dans les pièces (avec mise en évidence de la température le long d’une ligne au centre de la gaine) à t = 5 ms obtenus par

simulation numérique pour quatre essais différents montrant l’influence de Lg et de Is

A t = 5 ms, on observe qu’une augmentation de Is tend à accroître de façon générale

les températures obtenues sans pour autant modifier fortement la distribution des

températures (forme des isothermes, pic de température au contact et températures

élevées dans la partie de gaine dépassant de l’électrode).

A contrario, Lg influence principalement la distribution des températures avec une

zone à plus haute température plus étalée dans le cas d’un Lg plus important. Cependant

la température maximale est proche dans les deux cas (différence de 40 °C).

Pour Lg au niveau haut, on observe la formation d’un point chaud proche du contact

entre l’électrode et la gaine (repère B). Ce point chaud semble moins présent pour Lg au

niveau bas. Cependant les températures obtenues par simulation numérique dans les

zones proches de l’électrode peuvent être sous estimés comme cela a été montré au

Chapitre 3 (paragraphe 3.3.1).

L’intensité du courant et la longueur de gaine dépassant de l’électrode ont donc une

influence importante sur le phénomène de chauffage dans les volumes. Il est donc

nécessaire de s’intéresser à la distribution et aux valeurs des températures au moment

où la gaine s’affaisse (t = taff).

0

100

200

300

400

500

600

700

-1 -0,5 0 0,5 1 1,5 2

Tem

péra

ture

(°c

)

Position ( mm )

Effet de Is

Is = -1 Is=+1

0

100

200

300

400

500

600

700

-1 -0,5 0 0,5 1 1,5 2

Tem

péra

ture

( °C

)

Position ( mm )

Effet de Lg

Lg = -1 Lg = +1

↑ Is

0

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

I s =

14

kA

I s

= 1

8 k

A

1

0

1

0

1

Tem

pér

atu

re (

°C)

↑ Lg

B

A

- 86 -

4.3.3.4. Influence des paramètres opératoires sur la température à t = taff

On analyse maintenant la distribution des températures au moment de l’affaissement

(taff). La Figure 4.7 montre les champs de températures à t = taff.

Figure 4.7 : Champs de températures dans les pièces (avec mise en évidence de la température le long d’une ligne au centre de la gaine) à t = taff obtenus par simulation

numérique pour quatre essais différents montrant l’influence de Lg et de Is

On remarque que les plus hautes températures ne sont pas atteintes au contact p-p

(position = 0) mais dans les volumes, montrant encore une fois le passage d’un

phénomène de chauffage aux interfaces vers un phénomène de chauffage des volumes au

cours du procédé

Lorsque Is varie, les niveaux de températures atteints au centre de la gaine au

moment de l’affaissement sont très proches (différences inférieures à 15 °C) alors même

que les temps à l’affaissement sont très différents (7,10 ms contre 5,60 ms). En revanche,

on observe de légères différences dans la distribution des températures. Lorsque Is est au

niveau haut et comparé a Is au niveau bas, le point le plus chaud de la partie de gaine

dépassant de l’électrode (repère A) est à une température plus élevée (1371 °C contre

1238°C) alors que le point le plus froid de cette zone (repère C) atteint une température

légèrement plus faible (486 °C contre 521 °C).

L’affaissement apparaît donc sensiblement aux mêmes températures quelle que soit

l’intensité du courant pour un Lg fixé. L’intensité du courant a alors uniquement un effet

sur la vitesse de chauffage et donc sur taff comme montré dans le paragraphe 4.3.3.2.

0

200

400

600

800

1000

1200

-1 -0,5 0 0,5 1 1,5 2

Tem

péra

ture

( °C

)

Position ( mm )

Effet de Lg

Lg = -1 Lg = +1

0

200

400

600

800

1000

1200

-1 -0,5 0 0,5 1 1,5 2

Tem

péra

ture

(°c

)Position ( mm )

Effet de Is

Is = -1 Is = +1

I s =

14

kA

I s

= 1

8 k

A

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

↑ Is

taff = 9,60 ms

0

1

0

1

taff = 7,10 ms

taff = 5,60 ms

0

1

taff = 7,00 ms

Tem

pér

atu

re (

°C)

↑ Lg

B

A

C


Plus le courant est faible, plus l’affaissement apparaitra tardivement. Ce retard permet

un affaissement à des températures plus homogènes dans la partie de gaine dépassant

de l’électrode du fait d’une meilleure diffusion de la température depuis les points

chauds liés à la constriction du courant (repère A et B).

Lorsque Lg varie, la valeur et la distribution des températures lors de l’affaissement

varient. Pour Lg au niveau haut, les températures au centre de la gaine (ligne rouge) sont

plus faibles et la zone de hautes températures affecte une plus grande longueur côté

gaine et une longueur plus faible côté bouchon. Le point le plus chaud de la gaine situé

proche du contact vers l’intérieur du joint (repère A) atteint une température comparable

quelle que soit Lg avec une différence de 53 °C entre les deux niveau de Lg. En revanche,

le point le plus froid de la partie de gaine dépassant de l’électrode (repère C) est plus

froid lorsque Lg est au niveau haut avec une différence de 230 °C (486 °C contre 717 °C).

Diminuer Lg permet donc de réaliser l’affaissement de la gaine à des températures plus

homogènes dans la partie de gaine dépassant de l’électrode.

La génération de chaleur est liée à l’énergie électrique dissipée dans les pièces. Il est

donc nécessaire de s’intéresser à l’effet des paramètres opératoires sur cette grandeur.

4.3.3.5. Influence des paramètres opératoires sur l’énergie dissipée à l’affaissement

Il est possible de calculer l’énergie à l’affaissement (Eaff). Cette quantité est calculée

par l’intégration du produit de l’intensité du courant par le potentiel mesuré entre les

mors depuis t = 0 jusqu’à t = taff. Lorsque l’affaissement n’est pas détecté, on considère

alors que taff = ts et l’énergie à l’affaissement est donc considérée égale à l’énergie totale

dissipée durant l’étape de soudage. Les effets des paramètres opératoires sur cette

quantité sont exposés dans le Tableau 4.5.

Tableau 4.5 : Effets des paramètres opératoires sur l’énergie à l’affaissement en joules obtenus par mesure en cours de soudage lors du plan PM2000-1 et par

simulation numérique de ce même plan

Les paramètres opératoires les plus influents sont Lg et Fs. L’influence des autres

paramètres opératoires est plus faible.

Lorsque Fs augmente, l’énergie apportée nécessaire pour déformer la gaine diminue

puisque la température nécessaire à l’affaissement est plus faible.

Is à une influence très faible (<5% de Eaff) alors même que ce paramètre est très

influent sur taff. Cela confirme que même si la pièce s’affaisse plus tôt lorsque Is est élevé,

elle s’affaisse sensiblement aux mêmes énergies et aux mêmes températures pour un Lg

et un Fs données.

Augmenter Lg tend à diminuer Eaff. Nous avons vu que lorsque Lg augmente, la

température à l’affaissement était plus faible, ce qui explique que Eaff est plus faible.

Là encore, de faibles différences sont observées entre les résultats numériques et

expérimentaux (différences inférieures à 5 %) montrant la cohérence de la simulation

numérique dans l’évaluation de l’influence des paramètres opératoires sur le phénomène

de chauffage dans les volumes et ce jusqu’au moment de l’affaissement.

PM2000-1 Simulation

Constante 274 287

Fs -23 -14

Is -4 2

ts -2 5

Lg -40 -29

- 88 -

4.3.3.6. Synthèse

La partie de gaine dépassant de l’électrode chauffe jusqu’à atteindre une température

entraînant son affaissement La vitesse de chauffage est principalement contrôlée par Is.

L’état thermique de la gaine au moment de l’affaissement est principalement lié au

paramètre opératoire Lg. Plus Is est faible et plus le temps à l’affaissement est grand ce

qui permet une meilleure diffusion de la température depuis les points chauds liés à la

constriction du courant et permet d’obtenir des températures plus homogènes dans la

gaine au moment de l’affaissement. Il est donc maintenant important de s’intéresser à

l’influence des paramètres opératoires sur le phénomène d’affaissement des pièces.

4.3.4. Affaissement et déformation des pièces


Lorsque les températures dans la gaine atteignent des valeurs permettant sa

déformation sous la force considérée, on observe une déformation ainsi qu’un

déplacement important des pièces. Ce déplacement peut être quantifié par la mesure de

l’affaissement des pièces (Aff.) qui représente le déplacement final après le passage du

courant ou, exprimé de façon différente, la modification de la longueur en cours de

soudage des pièces assemblées comme montré sur la Figure 4.8. De manière plus précise,

l’affaissement est le déplacement mesuré à t = 35 ms (moyenne entre t = 30 ms et

t = 40ms) de façon à se trouver après le passage du courant et après la période

d’oscillation de la mesure de déplacement due à la rigidité de l’installation (voir Chapitre

2, paragraphe 2.4.1.3).

Figure 4.8 : Schéma de la méthode de mesure de l’affaissement des pièces

4.3.4.2. Influence des paramètres opératoires sur l’affaissement

On étudie l’influence des paramètres opératoires sur la valeur de l’affaissement (Aff.).

Les résultats obtenus sont exposés dans le Tableau 4.6.

Tableau 4.6 : Effets des paramètres opératoires sur la valeur de l’affaissement en micromètres obtenus par mesure en cours de soudage lors du plan PM2000-1 et par

simulation numérique de ce même plan

PM2000-1 Simulation

Constante 380 257

Fs -21 25

Is 102 79

ts 36 68

Lg 159 153

Aff. t = 0 t = 35 ms

Electrodes


On observe que les résultats obtenus par simulation numérique diffèrent de ceux

obtenus lors des mesures expérimentales (différence allant jusqu’à 12 %). Cette

différence avait déjà été notée lors de la comparaison réalisée avec les paramètres

opératoires du point central du plan PM2000-1 présentée au Chapitre 3 (paragraphe

3.3.2). Cette différence peut provenir de l’approximation faite pour les propriétés

matériaux à haute température ainsi que de la méconnaissance des caractéristiques

tribologiques du contact entre pièces. La simulation numérique ne sera donc pas utilisée

pour analyser le phénomène d’affaissement et de déformation.

On observe que Lg est le paramètre opératoire le plus influent sur l’affaissement suivi

de Is. Les paramètres ts et Fs ont des effets plus faibles mais qui restent significatifs

(10 % de la mesure).

Une augmentation de Fs (dans les bornes du plan d’expérience) tend à diminuer

l’affaissement. Nous avons vu qu’une augmentation de la force avait tendance à

diminuer le temps de début d’affaissement (taff) et à diminuer l’énergie électrique à

l’affaissement (Eaff). On peut donc supposer que la diffusion thermique ayant été moins

importante, les zones de plus hautes températures sont moins étendues lorsque Fs est au

niveau haut. De plus, les températures sont plus faibles ce qui limite les déformations

dans la gaine et donc limite l’affaissement.

Is est le second paramètre opératoire le plus influent sur l’affaissement et son effet est

positif. Nous avons vu précédemment que Is avait peu d’influence sur les températures

au moment de l’affaissement. L’influence de Is sur l’affaissement final provient donc de

phénomènes se déroulant pendant l’affaissement ou après et non d’une différence

survenue avant l’affaissement.

L’effet de Lg est positif et c’est le paramètre le plus influent. Augmenter Lg tend à

augmenter l’affaissement du fait d’une plus grande partie de gaine atteignant une

température élevée comme montré dans le paragraphe précédent. Cela entraine alors

une plus grande partie déformée.

Une augmentation de ts tend à augmenter l’affaissement. L’influence du temps de

soudage s’explique par deux phénomènes distincts en fonction de l’intensité du courant :

Lorsque Is est au niveau haut, un second affaissement apparait après le premier

autour de t = 13 ms si le courant est maintenu jusque là.

Lorsque Is est au niveau bas, l’affaissement principal est interrompu par l’arrêt du

courant pour des temps de soudage courts et non pour des temps de soudage longs.

Ces deux effets sont illustrés sur la Figure 4.9 pour Fs = 2600 N et Lg = 0,8 mm.

- 90 -

Figure 4.9 : Déplacement des pièces en fonction du temps obtenus par mesures expérimentales pour quatre jeux de paramètres opératoires mettant en évidence

l’influence typique de Is et de ts sur PM2000

On observe pour (2600 N ; 14 kA ; ts ; 0,8 mm) (courbe violette et bleue) que le

déplacement est identique pour les deux essais jusqu’à t = 9 ms, temps à partir duquel le

courant commence à diminuer pour ts = 10 ms (courbe violette). L’effet du temps de

soudage est dans ce cas purement lié au fait que l’intensité du courant est maintenue

tout au long de l’affaissement pour ts = 15 ms et non pour ts = 10 ms.

Lorsque le courant est plus élevé (courbe rouge et verte), l’affaissement principal

commence et finit plus tôt. Il finit avant t = 9 ms. Cependant, on observe un second

affaissement aux alentours de t = 13 ms pour ts = 15 ms (courbe rouge). Cet affaissement

est dû au fait que pour ts = 15 ms, le courant continue à générer de la chaleur après le

premier affaissement ce qui n’est pas le cas pour ts = 10 ms.

4.3.4.3. Influence des paramètres opératoires sur la déformée des pièces

La déformée des pièces est observée lors des coupes métallographiques réalisées après

soudage. On étudie la déformée des pièces en fonction des deux paramètres les plus

influents sur l’affaissement (Lg et Is). Les soudures présentées sur la Figure 4.10

illustrent les effets de Lg et de Is pour Fs = 2600 N et ts = 15 ms. Les déformées sont

mises en évidence à l’aide de flèches noires.

-0,8

-0,7

-0,6

-0,5

-0,4

-0,3

-0,2

-0,1

0

0,1

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Temps ( s )

(2600N; Is ; ts; 0,8mm)

Is = 18 kA; ts = 15 ms Is = 14 kA; ts = 15 ms

Is = 18 kA; ts = 10 ms Is = 14 kA; ts = 10 ms

t = 9 ms

Second affaissement

Affaissement

principal


Figure 4.10 : Mise en évidence des déformations des pièces observées (flèches noires) sur les macrographies des soudures sur PM2000 après attaque métallographique

obtenues pour quatre essais différents montrant l’influence de Lg et de Is

Nous nous intéressons uniquement à la déformée des pièces. L’analyse des

microstructures sera réalisée au chapitre 5.

Nous avons vu précédemment qu’une augmentation de Is tend à augmenter

l’affaissement. On observe sur la Figure 4.10 qu’une augmentation de Is a pour effet de

créer une déformation du bouchon, phénomène non observé lorsque Is est faible. On

notera que le bouchon est déformé uniquement lorsque ts est aussi à son niveau le plus

haut et peut donc provenir du second affaissement. L’augmentation de Is a aussi pour

effet d’accentuer les déformations observées pour un courant faible. En effet, les

déformations se font plus franches lorsque Is augmente mais leur forme reste identique.

Nous avons vu précédemment qu’une augmentation de Lg tend à augmenter

l’affaissement. On observe que Lg modifie fortement la déformée des pièces. Dans les

deux configurations de Lg, la gaine prend appui sur l’électrode. Cependant, plus Lg est

faible moins la gaine s’appuie sur l’électrode. Pour un Lg faible, le glissement de la gaine

le long du chanfrein du bouchon est présent mais moins marqué. En effet, l’électrode

contraint radialement la gaine et le maintien de la gaine est donc mieux assuré lorsque

Lg est faible.

4.3.4.4. Synthèse

Lorsqu’on observe les cartographies de températures obtenues par simulation

numérique au moment de l’affaissement (à taff) (Figure 4.7), on observe que la partie qui

se déforme est bien la partie qui atteint les plus hautes températures. La partie de gaine

Is = 14 kA

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

↑ Lg

↑ Is

Is = 18 kA

Forme en S

- 92 -

proche du joint et située vers l’extérieur, glisse le long du chanfrein sans se déformer du

fait que cette partie se trouve à des températures plus faibles.

Il est alors possible de schématiser sur la Figure 4.11 le mécanisme de déformation

apparaissant dans la gaine pour les deux longueurs de gaine.

Figure 4.11 : Schéma du mécanisme de déformation des pièces pour deux valeurs de Lg

La partie de gaine située sur l’extérieur du contact est chassée vers le bourrelet

extérieur sous l’effet de la matière à haute température qui est comprimée. Sous l’effet

de la compression, la matière s’écarte vers l’extérieur et s’appuie sur l’électrode. Lorsque

le bouchon s’enfonce alors dans la gaine, les zones de plus hautes températures sont

recentrées sur l’interface.

4.3.5. Différences observées entre PM2000-1 et PM2000-2

Le plan d’expériences sur PM2000 (PM2000-1) a été réalisé une seconde fois afin de

confirmer les résultats (plan nommé PM2000-2). Cependant, les électrodes de soudage

utilisées sont différentes. Contrairement aux électrodes utilisées lors du plan PM2000-1,

les électrodes utilisées lors du plan PM2000-2 sont neuves. De plus, le chanfrein de ces

nouvelles électrodes est moins profond voire inexistant en certains endroits de la

circonférence entrainant un Lg effectif plus faible d’environ 200 µm comme illustré sur la

Figure 2.9.

Figure 4.12 : Comparaison des géométries des électrodes entre le plan PM2000-1 et le plan PM2000-2 (cas Lg = 0,5 mm)

Lg

Lg effectif

Lg Lg effectif =0

Cas d’une électrode avec

chanfrein (PM200-1)

Cas d’une électrode sans

chanfrein (PM2000-2)

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

Mise en évidence de la déformée

Direction supposée des forces

t < taff t > taff t > taff t < taff

Zone de

température élevée


Ce second plan montre des résultats très similaire à ceux du premier ce qui montre la

bonne reproductibilité des mesures en cours de soudage malgré la différence dans les

électrodes. Seuls quelques résultats sont modifiés du fait de cette différence.

L’effet de ces électrodes est dans un premiers temps électrothermique. Les électrodes

neuves semblent avoir réduit la RCE p-e réduisant ainsi le chauffage au niveau de

l’interface p-e (valeur moyenne de Rinit plus faible de 10%).

Ensuite, l’effet de l’électrode est mécanique. La différence de longueur de gaine

effective entraine une différence dans le comportement à l’affaissement. Cette différence

est principalement visible lorsque Lg est faible. En effet, dans cette configuration,

l’absence de chanfrein sur les électrodes dans le plan PM2000-2 entraine que la longueur

de gaine effective dépassant de l’électrode est très faible ce qui limite fortement les

déformations et le glissement de la gaine. La Figure 4.13 présente les mesures de

déplacement typique en fonction de Lg et du jeu d’électrode utilisé (plan PM2000-1 et

plan PM2000-2).

Figure 4.13 : Différence d’évolution typique du déplacement en fonction du temps obtenu par mesure en cours de soudage et fonction des électrodes utilisées pour deux

jeux de paramètres opératoires

Lorsque Lg est égale à 0,8 mm, on observe que peu de différences dans les cinétiques

d’affaissement entre les deux plans. Les différences observées entre PM2000-1 et

PM2000-2 sont du même ordre de grandeur que la variabilité observée sur un même

essai (en moyenne l’affaissement est plus faible de 28 µm (5 %) pour le plan PM2000-2).

Lorsque Lg est égale à 0,2 mm, on observe une différence importante dans la cinétique

de l’affaissement entre les deux plans. Pour le plan PM2000-2, l’affaissement est plus

tardif, plus rapide et plus important. On retrouve alors le même phénomène que celui

expliquant l’effet de Fs sur l’affaissement. L’affaissement étant plus tardif, celui-ci se fait

à une température plus élevée et pour des zones de haute température plus étendues

(plus de diffusion thermique). Ces deux phénomènes entraînent un affaissement plus

important. Il est à noter que, du fait du meilleur maintient de la gaine, l’affaissement n’a

pas du tout été détecté pour certains essais du plan PM2000-2 contrairement aux mêmes

essais réalisés sur PM2000-1.

La différence dans la géométrie des électrodes entraîne aussi une modification de la

déformée des pièces comme illustré sur la Figure 4.14 où la déformée typique est

présentée pour deux jeux de paramètres opératoires, chacun réalisé lors de PM2000-1 et

lors de PM2000-2.

-0,8

-0,7

-0,6

-0,5

-0,4

-0,3

-0,2

-0,1

0

0,1

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Temps ( s )

(1800N; 18kA; 10ms; 0,2mm)

plan PM2000-1 Plan PM2000-2

-0,8

-0,7

-0,6

-0,5

-0,4

-0,3

-0,2

-0,1

0

0,1

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Temps ( s )

(2600N; 14kA; 15ms; 0,8mm)

plan PM2000-1 Plan PM2000-2

- 94 -

Figure 4.14 : Différence de déformations typiques obtenues par macrographie après attaque métallographique pour des deux jeux de paramètres opératoires et en

fonction de la géométrie des électrodes (en pointillés blancs)

Pour Lg au niveau haut, la gaine est fortement déformée et s’appuie donc plus

fortement sur l’électrode. Un changement de la géométrie du chanfrein de l’électrode

entraine donc une modification importante des lignes de déformation. Les points

d’inflexion sont plus francs dans le cas du plan PM2000-2 que dans le cas du plan

PM2000-1. On observe cependant les mêmes mécanismes de déformation et les mêmes

tendances que PM2000-2 que pour PM2000-1.

Pour Lg au niveau bas, le bouchon est fortement déformé dans le cas du plan

PM2000-2, phénomène qui n’apparaît pas pour le plan PM2000-1. La forme du bourrelet

est aussi très différente puisque celui-ci est composé à la fois de matière provenant de la

gaine et à la fois de matière provenant du bouchon. Cependant compte-tenu que, pour le

plan PM2000-1, la gaine s’appuie peu sur l’électrode, la différence observée provient

avant tout de la longueur de gaine effective dépassant de l’électrode. En effet la présence

du chanfrein tend à augmenter cette valeur de 150 µm à 200 µm environ. Dans

PM2000-2, l’électrode se retrouve plus proche du contact et le point chaud formé proche

de l’électrode peut affecter le bouchon d’autant plus que la diffusion thermique est plus

importante (augmentation de taff). De plus, l’électrode permet d’éviter à la gaine de se

déplacer latéralement, la gaine est plus contrainte dans le cas du PM2000-2 et aucun

glissement n’est observé mais on observe que la matière est chassée vers le bourrelet

externe.

Les conséquences de ces différences sur les caractéristiques métallurgiques des

soudures seront analysées au chapitre 5.

1800 N ; 18 kA ; 10 ms ; 0,2 mm

2600 N ; 14 kA ; 15 ms ; 0,8 mm

PM2000 -1 PM2000 -2


4.3.6. Différences observées entre Kanthal APM et PM2000

Nous avons aussi comparé les résultats obtenus lors du plan d’expériences PM2000-1

avec le plan d’expériences réalisé sur Kanthal APM (alliage 20Cr-non ODS) et ayant

permis de prédéfinir la plage de soudabilité opératoire sur PM2000. Il est à noter que le

plan Kanthal APM a été réalisé sur la même plage de paramètres opératoires à

l’exception de Is qui est inférieur de 2 kA pour le plan sur Kanthal APM.

Compte tenu de la différence de Is, les mesures en cours de soudage réalisées sur

Kanthal APM et sur PM2000 présentent des comportements très similaires en valeurs,

mais aussi dans l’influence des paramètres opératoires. Une comparaison typique des

mesures en cours de soudage pour deux jeux de paramètres opératoires est présentée sur

la Figure 4.13.

Figure 4.15 : Comparaison des mesures en cours de soudage typique (résistance entre les mors et déplacement) entre Kanthal APM et PM2000 pour deux valeurs de Lg

On observe bien un comportement similaire des courbes entre les mesures réalisées

sur Kanthal APM et les mesures réalisées sur PM2000. Les mesures réalisées sur

Kanthal APM pour Is = 16 kA sont encadrées par les mesures réalisées sur PM2000 pour

Is = 14 kA et Is = 18 kA.

On compare sur la Figure 4.16 la déformée obtenue pour deux jeux de paramètres

opératoires représentatifs des phénomènes de déformation chacun réalisé sur PM2000 et

sur Kanthal APM.

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

R m

ors

( O

hm

)

Temps ( s )(1800N; Is ; 15ms; 0,2mm)

Rmors - PM2000 - 14 kA Rmors - Kanthal - 16 kARmors - PM2000 - 18 kA Dépla. - PM2000 - 14 kADépla. - Kanthal - 16 kA Dépla. - PM2000 - 18 kA

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )(2600N; Is ; 15ms; 0,8mm)

Rmors - PM2000 - 14 kA Rmors - Kanthal - 16 kARmors - PM2000 - 18 kA Dépla. - PM2000 - 14 kADépla. - Kanthal - 16 kA Dépla. - PM2000 - 18 kA

- 96 -

Figure 4.16 : Différence de déformations typiques obtenues par macrographie après attaque métallographique pour des deux jeux de paramètres opératoires et en

fonction du matériau (Kanthal APM et PM2000)

On retrouve les mêmes mécanismes de déformation sur Kanthal APM que sur

PM2000 à savoir le glissement de la gaine vers l’extérieur du contact entrainant une

déformation générale de la gaine qui s’appuie sur l’électrode. Les déformations sur

Kanthal APM sont moins prononcées du fait de la différence dans l’intensité du courant.

Ces comparaisons montrent que le comportement de ces deux matériaux est similaire

en termes de mécanismes observés (chauffage des interfaces, des volumes et déformation

des pièces lors de l’affaissement). Les effets des paramètres opératoires sont aussi très

proches et nous n’avons pas mis en avant de différence autre que celles issues de la

différence de plage de paramètres opératoires. Cela confirme aussi que le procédé est

principalement piloté par la configuration géométrique.

4.3.7. Synthèse de l’influence des paramètres opératoires

La Figure 4.17 synthétise l’effet des paramètres opératoires sur les mesures en cours

de soudage.

2600 N ; Is = +1 ; 15 ms ; 0,2 mm

2600 N ; Is = -1 ; 15 ms ; 0,8 mm PM2000 - Is = 14 kA

Kanthal APM - Is = 12 kA

PM2000 - Is = 18 kA

Kanthal APM - Is = 16 kA


Figure 4.17 : Synthèse des effets des paramètres opératoires principaux sur les mesures de résistance électrique et de déplacement en fonction du temps

L’analyse de l’influence des paramètres opératoires sur les mesures en cours de

soudage montre la prédominance de deux des quatre paramètres opératoires : l’intensité

du courant et la longueur de gaine dépassant de l’électrode.

Sur les réponses observées dans ce chapitre, la force a peu d’influence dans la plage

des paramètres opératoires testés.

Le temps de soudage a lui aussi peu d’influence du fait que les mesures

représentatives des phénomènes physiques sont majoritairement réalisées avant la fin

du temps de soudage. Cependant, il possède une influence sur l’affaissement final.

Les effets des paramètres opératoires sur les différents phénomènes physiques

observables à partir des mesures en cours de soudage, de la simulation numérique et des

macrographies après soudage sont synthétisés dans le Tableau 4.7.

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )

2200N; 16kA; 13ms; 0,5mm


Effet de Lg

Effet de Is

Effet de Lg ou Is

Effet de Lg ou Is

- 98 -

Phénomène physique

Grandeurs observées

Effet d’une augmentation de

Fs


Is


ts


Lg

Chauffage des

interfaces

Valeur de la température

Aucun effet observé

Augmentation des températures du

fait d’une augmentation de

l’effet Joule

Aucun effet Aucun effet observé

Homogénéité des

températures au contact


Augmentation des différences de températures

Moins de diffusion thermique du fait d’un chauffage

plus rapide

Aucun effet


Constriction de courant plus importante

Chauffage des volumes

Vitesse de chauffage


Augmentation de la vitesse de

chauffage du fait d’une

augmentation de l’effet Joule

Aucun effet Faible

Températures à

l’affaissement

Température nécessaire à l’affaissement

légèrement plus faible


Aucun effet Température à

l’affaissement plus basse

Homogénéité des

températures lors de

l’affaissement



Moins de diffusion thermique du fait d’un chauffage

plus rapide

Aucun effet

Zone de plus hautes températures plus

étendue

Température minimale dans la

gaine plus basse du fait d’une différence dans la répartition

du courant

Affaissement Cinétique et valeur finale

Affaissement plus précoce et moins important du fait

d’un affaissement à des températures

plus basses

Augmentation de l’affaissement et

de la vitesse d’affaissement du

fait d’une génération de

chaleur importante durant

l’affaissement

Augmentation de l’affaissement du

fait de la présence d’un second

affaissement ou de l’affaissement

qui n’est pas interrompu

Affaissement plus important du fait

d’une zone chaude plus étendue

Déformation Lignes de

déformation Aucun effet observé

Déformations plus accentuées

Lorsque Is est au niveau haut, on

observe une déformation du bouchon pour ts au niveau haut

Glissement de la gaine plus important

Zone déformée plus importante

Tableau 4.7 : Synthèse de l’influence des paramètres opératoires sur les phénomènes physiques observés en cours de soudage

On note qu’il est observé que quelle que soit l’intensité du courant, l’énergie à

l’affaissement ainsi que les températures dans les pièces au moment de l’affaissement

sont sensiblement identiques pour un Lg donné. Is a cependant une influence sur la

distribution des températures dans les pièces. On peut donc conclure que pour une

configuration mécanique donnée (Lg et Fs fixés), les niveaux de températures et l’énergie

dissipé à l’affaissement sont sensiblement les mêmes. Seule la distribution des

températures est influencée par les paramètres opératoires. Plus Is est faible et plus les

températures sont homogènes au niveau du contact p-p ou dans les volumes.

Lors de l’affaissement, la partie la plus chaude est écrasée et s’écarte sur les cotés,

principalement vers l’extérieur où la matière entre en contact avec l’électrode. La partie

extérieure du joint à plus faible température glisse le long du chanfrein, chassée par de


la matière à plus haute température. Is a alors une influence sur l’énergie dissipée

pendant l’affaissement et donc sur la chaleur générée par effet Joule. Plus l’intensité du

courant est élevée et plus l’affaissement sera important et rapide. Lg a lui une influence

très importante sur l’affaissement puisque ce paramètre contrôle l’étendue de la zone de

plus haute température et donc de la zone qui se déforme. Enfin ts possède aussi une

influence sur l’affaissement soit en permettant à l’affaissement principal de se terminer

soit en créant un second affaissement.

Il est d’ailleurs possible de regrouper les paramètres Is et ts sous un même paramètre

opératoire à savoir l’énergie électrique dissipé finale (Efin). Cette mesure correspond à

l’énergie électrique totale dissipée au cours du temps. La Figure 4.18 présente la valeur

de l’affaissement en fonction de l’énergie finale pour les essais réalisés lors des plans

d’expérience sur PM2000.

Figure 4.18 : Valeur de l’affaissement (Aff.) en fonction de l’énergie électrique dissipée finale (Efin) pour le PM2000

Il apparait globalement que pour un Lg donné, plus Efin augmente plus l’affaissement

augmente.

On observe que les valeurs d’affaissements mesurés, pour un Lg donné, sont plus

importants lorsque Is est au niveau haut et ts au niveau bas que lorsque Is est au niveau

bas et ts au niveau élevé alors même que Efin est proche pour ces deux configurations.

Lorsque Lg augmente, on observe bien l’augmentation de la valeur de l’affaissement

quelle que soit l’énergie.

Il est aussi à noter que cette énergie peut être évaluée a priori des essais

expérimentaux en fonction de l’évolution du courant de consigne en fonction du temps

(Chapitre 2, paragraphe 2.4.1.1) par l’équation ci-dessous où R a la dimension d’une

résistance électrique.

dttIREst

sThéorique 0

)²(

Il est possible de déterminer la constante R en traçant Efin en fonction de cette

grandeur divisée par R comme le montre la Figure 4.19 où l’ensemble des essais réalisés

au cours des plans d’expériences sont reportés.

0

100

200

300

400

500

600

700

800

250 350 450 550 650 750 850

Aff. (

µm

)

Efin (J)Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

Is = +1

Is = -1

ts = -1

Is = +1 et ts = -1 ou

Is = -1 et ts = +1

Is = +1

ts = +1

- 100 -

Figure 4.19 : Energie électrique dissipée (Efin) en fonction de Is et ts pour l’ensemble des essais réalisés dans le cadre des plans d’expériences

La Figure 4.19 montre que les points des différents essais sont regroupés autour d’une

droite. Le coefficient directeur de cette droite est de 236 mOhm ce qui correspond à

l’ordre de grandeur de la résistance électrique entre les mors mesurée à t = 5 ms (Rinit).

L’énergie finale peut donc être estimée a priori en fonction des paramètres opératoires Is

et ts.

4.4. Conclusions

L’étape de soudage peut se découper en trois grandes phases au cours desquelles

différents phénomènes physiques sont prépondérants :

le chauffage des interfaces ;

le chauffage dans la partie de gaine dépassant de l’électrode ;

l’écrasement de la partie de gaine dépassant de l’électrode.

Ces différents phénomènes peuvent être contrôlés par les paramètres opératoires. Le

chauffage aux interfaces est principalement influencé par l’intensité du courant.

Les températures atteintes dans les volumes au moment de l’affaissement sont

principalement influencées par la longueur de gaine dépassant de l’électrode. Dans ces

conditions, la géométrie de l’électrode (et plus particulièrement la présence d’un

chanfrein) peut avoir des conséquences importantes sur le procédé de soudage. En effet,

plus la longueur de gaine dépassant de l’électrode est faible plus les zones de

températures les plus hautes sont étroites et proches du contact entre pièces. Pour des

longueurs de gaine dépassant de l’électrode au niveau bas et des électrodes sans

chanfrein, les températures dans le bouchon sont plus importantes ce qui réduit le

déséquilibre thermique entre la gaine étroite et le bouchon massif.

L’écrasement de la gaine est en premier lieu influencé par la longueur de gaine

dépassant de l’électrode du fait de variations importantes dans la taille des zones de plus

hautes températures lorsque ce paramètre varie. De plus, lorsque la longueur de gaine

est importante, une partie de la gaine reste à des températures plus faibles (par rapport

au reste de la partie de gaine dépassant de l’électrode) et glisse de façon significative le

long du chanfrein sur le bouchon lors de l’affaissement. L’intensité du courant a aussi

une influence importante sur l’affaissement et la déformée des pièces.

Enfin, l’énergie électrique dissipée en cours de soudage (Efin) permet de regrouper

sous un même paramètre le temps de soudage et l’intensité du courant de soudage. Ce

paramètre est très influent sur l’affaissement final des pièces.

y = 0,236x

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

0 1 000 2 000 3 000 4 000

En

erg

ie é

lect

rique to

tale

dis

sipée ( J

)

∫ Is(t)² xdt ( A² .s )Kanthal APM PM2000-1 PM2000-2


Par ailleurs, nous avons établi que le Kanthal APM, alliage 20Cr-non ODS et le

PM2000, alliage 20Cr-ODS se comportaient de façon similaire d’un point de vue des

mesures en cours de soudage ainsi que des mécanismes de déformation. Cela traduit un

comportement similaire de ces deux matériaux vis-à-vis des phénomènes électriques,

thermiques et mécaniques ayant lieu en cours de soudage. Cela montre surtout que le

procédé est avant tout piloté par les changements de section macroscopique.

- 102 -

Chapitre 5

Effet du soudage sur la soudure

Dans le chapitre 4, les paramètres opératoires ont été reliés à des phénomènes

physiques (électriques, thermiques et mécaniques). L’objectif de ce chapitre est d’étudier

l’influence de ces phénomènes sur les caractéristiques métallurgiques (compacité, tailles

de grains et répartition des éléments de renforts) des soudures.

Dans un premier temps, les matériaux de base seront caractérisés afin de pouvoir les

comparer, dans un second temps, avec les microstructures des soudures étudiées. Enfin,

l’influence des paramètres opératoires sur ces caractéristiques sera établie. Comme dans

le chapitre 4, les résultats sont issus des essais réalisés lors des plans d’expériences.

Nous rappellons que l’objectif d’un tel formalisme est d’étudier l’effet des paramètres

opératoires sur les soudures et non d’obtenir des soudures sans défauts (dans le sens

d’une variation par rapport aux caractéristiques initiales du matériau) pour l’ensemble

des configurations testées. L’objectif est de comprendre comment se forme les défauts

afin de les éviter.

5.1. Les matériaux de base

5.1.1. Alliage 20Cr-non ODS : Kanthal APM

La Figure 5.2 présente une macrographie de l’alliage Kanthal APM à l’état de

réception et après attaque métallographique.

Effet du soudage sur la soudure - 103 -

Figure 5.1 : Macrographie du Kanthal APM à l’état de réception après attaque métallographique

La microstructure du Kanthal APM est bimodale avec des zones de petits grains de

l’ordre de 50 µm et des zones de grains pouvant atteindre le millimètre. Aucune porosité

n’a été observée lors des différentes observations.

5.1.2. Alliage 20Cr-ODS : PM2000

La Figure 5.2 présente une macrographie de l’alliage PM2000 à l’état de réception et

après attaque métallographique.

Figure 5.2 : Macrographie du PM2000 à l’état de réception après attaque métallographique

L’alliage PM2000 présente une structure à gros grains dont la morphologie est

fortement anisotrope. Les grains sont allongés selon la direction de la barre et peuvent

atteindre une longueur de l’ordre du centimètre et une largeur de l’ordre du millimètre.

Par ailleurs, on observe que le PM2000 n’est pas parfaitement densifié et des porosités

pouvant atteindre 20 µm sont observées (indiquées par des flèches sur la Figure 5.2).

La Figure 5.3 présente des cartographies des répartitions en éléments yttrium et

titane réalisées par microsonde de Castaing sur l’alliage PM2000 à l’état de réception.

Sens longitudinal

Porosités

Porosités

Sens longitudinal

- 104 -

Figure 5.3 : Cartographies de la répartition des éléments yttrium (gauche) et titane (droite) du PM2000 à l’état de réception obtenues par WDS sur microsonde de

Castaing (résolution : 0,5 µm)

La répartition en Yttrium avant soudage est globalement homogène même si des

lignes de déplétion alignées dans le sens de l’extrusion (bande bleue sur la Figure 5.3

gauche) sont observées. La répartition en titane montre une dispersion homogène ainsi

que la présence de points riches en titane d’une taille de 2 à 5 µm dans l’ensemble du

matériau (point rouge sur la Figure 5.3 droite).

La Figure 5.4 présente une image en MET (champ clair) de l’alliage PM2000 à l’état

de réception ainsi que l’analyse chimique par EDS-STEM correspondante.

Figure 5.4 : a : Image réalisée en champ clair par MET du PM2000 à l’état de réception

b : Cartographies de la répartition des éléments Y, Al, Ti ainsi que la cartographie de superposition des éléments Y et Al obtenues par EDS-STEM

Des particules d’oxydes pouvant être classées en différentes familles selon leurs

tailles sont observées. Les particules les plus petites (< 50 nm) sont essentiellement

composées d’yttrium. Les particules de taille plus importante (entre 50 et 100 µm) sont

des composés riches en aluminium et en yttrium. Les particules de titane sont de taille

plus importante ( > 100 nm et allant jusqu'à l’ordre du micromètre).

Sens longitudinal

Y

Al

Y+Al

a b

Sens longitudinal 100 µm

Yttrium (%m) Titane (%m)

Sens longitudinal 100 µm

2,5 %

0 %

2 %

0 %


5.2. Ejections de matière

Nous avons observé pour certaines soudures la présence de cavité débouchant dans

les pièces après soudage créant un défaut de compacité. Ces défauts sont apparus en

trois localisations préférentielles comme illustrées sur la Figure 5.5 dans le cas du

PM2000. Il est à noter que ces défauts ont aussi été observés sur Kanthal APM.

Figure 5.5 : Exemple sur PM2000 d’éjections de matière observées en trois localisations préférentielles a : au voisinage de l’électrode enserrant le bouchon

b : côté gaine, à l’intérieur du contact c : au voisinage de l’électrode enserrant la gaine

La catégorie C regroupe des défauts de différentes morphologie et, comme l’illustre la

Figure 5.5, pouvant affecter uniquement la gaine (macrographie C1) mais pouvant aussi

affecter une très grande partie de l’interface et le bouchon (macrographie C2). Leur

regroupement provient de leur localisation au regard de la position de l’électrode. En

effet, on retrouve systématiquement une partie du défaut au voisinage de l’électrode

enserrant la gaine. La position de ce défaut au regard de l’interface soudée est explicitée

dans le paragraphe 5.2.2.

Ces défauts s’assimilent au défaut de type P522 (norme ISO 6520-2) dénommé

« noyaux débouchant en surface ». Cette dénomination est particulièrement adaptée au

soudage par point mais pas à notre cas de soudage. Nous parlerons ici d’éjection de

matière.

Ces trois localisations préférentielles correspondent aux trois zones de

macro-constrictions de courant observées par simulation numérique et confirmées lors

des essais expérimentaux sur l’alliage X37CrMoV5-1 (chapitre 3).

Les éjections de matière sont fortement localisées d’un point de vue circonférentielle

puisque, lorsqu’une éjection de matière est observée sur une face, la face en vis-à-vis

située sur la seconde moitié de pièces n’est pas affectée dans deux tiers des cas.

Cependant, on y observe majoritairement la présence de grains allongés typiques d’une

structure de solidification et donc liée au passage local par un état liquide. Nous

parlerons de façon plus simple de zones fondues ou ZF. Les ZF sont étudiées plus en

détail au paragraphe 5.3.

En ce qui concerne la reproductibilité, l’analyse peut être réalisée sur les points

centraux des plans d’expériences réalisés deux fois et présenté en Annexe 8. Dans

PM2000-1 comme dans PM2000-2, seul un des deux essais laisse apparaitre la présence

d’une éjection de matière. On retiendra donc que l’éjection de matière est fortement

localisée dans la circonférence, que sa reproductibilité n’est pas assurée et que son

observation est de plus soumise au hasard de la localisation du découpage des pièces.

A

B

C

C1 B

2600 N; 14 kA;

10 ms; 0,2 mm

A

1800 N; 18 kA;

15 ms; 0,2 mm Au voisinage de

l’électrode enserrant le

bouchon

2600 N; 14 kA;

10 ms; 0,8 mm Côté gaine, à l’intérieur

du contact Au voisinage de l’électrode enserrant la gaine

C2

180 N; 18 kA;

15 ms; 0,2 mm

- 106 -

Ceci peut donc engendrer une variation importante des résultats. L’analyse qui suit sera

donc réalisée avec précaution.

Le nombre d’éjections de matière observées lors des trois plans d’expériences et en

fonction de la localisation est indiqué dans le Tableau 5.1 :

Plan Côté bouchon,

proche de l’électrode (A)

Côté gaine, à l’intérieur du contact (B)

Côté gaine, proche de l’électrode (C)

Nb d’essais observés

Kanthal APM 1 0 2 16

PM2000 - 1 1 1 9 18

PM2000 - 2 4 1 8 18

Tableau 5.1 : Nombre d’occurrences des éjections de matière en fonction de leur localisation et du plan d’expériences considéré

Les éjections de matière les plus courantes sont celles observées au voisinage des

électrodes. L’éjection de matière à l’intérieur du contact est moins fréquente.

5.2.1. Ejection de matière au voisinage de l’électrode enserrant le bouchon

Les éjections de matière au voisinage de l’électrode enserrant le bouchon sont

observées pour des énergies électriques dissipées élevées (majoritairement Is et ts au

niveau haut). Leurs positions et leurs formes rappellent la zone chaude observée sur les

cartographies de températures obtenues par simulation numérique comme montré sur la

Figure 5.6.

Figure 5.6 : Températures maximales obtenue dans le bouchon proche de l’électrode par simulation numérique (a) et comparaison avec la macrographie après attaque

métallographique dans la même zone dans le cas du PM2000 (b)

Alors que la forme et la position de la zone qui atteint les plus hautes températures

sont semblables aux formes et positions des éjections de matière, nous rappellons que les

valeurs de températures atteintes au voisinage de l’électrode obtenues par simulation

peuvent être fortement sous estimées par rapport aux températures obtenues lors des

essais expérimentaux (Chapitre 3, paragraphe 3.3.4.1). Nous avons vu que cette

différence pouvait s’expliquer par une mauvaise prise en compte des conditions

interfaciales entre les pièces et les électrodes et notamment par la résistance de contact

thermique qui influe très fortement sur la température obtenue en ce point. Cela peut

expliquer le fait que, dans le cas d’une modification locale des propriétés interfaciales

entre l’électrode et le bouchon (suite à une singularité), le point chaud formé proche de

l’électrode atteigne localement une température suffisamment élevée pour engendrer

une éjection de matière.

5.2.2. Ejection de matière au voisinage de l’électrode enserrant la gaine

Ce même type de défaut est observé au voisinage de l’électrode enserrant la gaine à

l’exception que, du fait que l’électrode se trouve proche de l’interface soudée, l’éjection de

Ele

ctro

de

Tem

péra

ture

(°C

)

2200 N

16 kA

13 ms

0,5 mm

Ele

ctro

de

a b 200 µm


matière peut affecter l’interface et le bouchon lorsque l’affaissement est suffisant comme

l’illustre la Figure 5.7 présentant les éjections de matière obtenue lors du plan PM2000-1

pour les essais réalisé pour Is = 14 kA et Lg = 0,2 mm.

Figure 5.7 : Ejection de matière observée lors du plan PM2000-1 pour Is = 14 kA et Lg = 0,2 mm en fonction de la valeur de l’affaissement

On observe donc que plus l’affaissement augmente, plus l’électrode est proche de

l’interface et donc, plus l’éjection de matière affecte l’interface ainsi que le bouchon.

Sur PM2000, nous avons observé qu’une augmentation de la longueur de gaine

permettait de limiter la présence d’éjection de matière (12 essais sur 16 présentent une

éjection de matière pour un Lg au niveau bas contre 4 essais sur 16 pour un Lg au niveau

haut).

Une force au niveau haut semble aussi permettre de limiter la présence d’éjection de

matière puisque 10 essais présentent une éjection de matière pour un Fs au niveau bas

contre 6 pour un Fs au niveau haut.

En revanche, nous n’avons pas observé d’effet de Is ou de ts dans les plages étudiées et

nous avons observé des éjections de matière aussi bien pour les essais avec les plus

hautes énergies que pour les essais réalisés avec les plus basses énergies.

Comme observé pour les éjections de matière au voisinage de l’électrode enserrant le

bouchon, celles situées dans la gaine proche de l’électrode sont très localisées au niveau

de la circonférence de la soudure. Pour une série d’essais réalisés avec un même jeu

d’électrode (plan PM2000-2), les pièces ont été découpées systématiquement selon le

même diamètre au regard de la position des pièces dans les électrodes comme le

schématise la Figure 5.8. Nous avons alors observé que les éjections de matière sont très

majoritairement observées dans une même zones au regard de la position des électrodes

(7 des 8 éjections de matière sont observées du même côté de la soudure).

(Fs ; 14 kA ; ts ; 0,2 mm)

Augmentation de l’affaissement

Aff. = 64 µm Aff. = 90 µm Aff. = 133 µm Aff. = 183 µm

a b c d 200 µm

Fs=2600 N

ts = 10 ms

Fs=1800 N

ts = 10 ms

Fs=2600 N

ts = 15 ms Fs=1800 N

ts = 15 ms

- 108 -

Figure 5.8 : Localisation de la découpe des pièces réalisée lors du plan PM2000-2 au regard de la position des pièces dans les électrodes et dans le système de serrage avec mise en avant de la zone préférentielle pour laquelle des éjections de matière ont été

observées

Cette observation étaye le fait que même si le point chaud localisé au voisinage de

l’électrode est lié à la constriction du courant, l’obtention de températures telles qu’une

éjection de matière ait lieu est conditionnée par une inhomogénéité inhérente au

système d’électrode ou au système de serrage et non à un défaut ou une inhomogénéité

quelconque existant sur les pièces où apparaissant durant le soudage (défaut d’usinage

au contact, inhomogénéité chimique…).

Il est à noter que seules deux soudures ont présenté une éjection de matière au

voisinage de l’électrode enserrant la gaine lors du plan d’expérience sur Kanthal APM.

La différence dans l’intensité du courant entre le plan réalisé sur Kanthal APM et le

plan réalisé sur PM2000 ne suffit pas à expliquer la différence de comportement de ces

deux matériaux. En effet, seule une éjection de matière sur huit essais est relevée pour

Is = 16 kA sur Kanthal APM alors que pour PM2000-1 et pour une intensité du courant

plus faible (Is = 14 kA), on observe que 4 essais sur 8 présentent une éjection de matière.

En revanche, nous n’avons pas observé de différences significatives dans le nombre

d’occurrence d’éjection de matière entre le plan PM2000-1 et PM2000-2 à l’exception que

les éjections de matière se situent plus proche de l’interface entre pièces dans le cas du

plan PM2000-2 du fait que Lg effectif est plus faible. Cette différence est principalement

observée pour Lg = 0,2 mm.

5.2.3. Ejection de matière côté gaine, à l’intérieur du contact

Les éjections de matière côté gaine, vers l’intérieur, ont été observées exclusivement

pour Lg = 0,8 mm. Il est à noter que nous avons aussi observé des ZF à l’intérieur du

contact là encore uniquement pour Lg = 0,8 mm.

En effet, nous avons vu au chapitre 4 que la constriction de courant à l’interface entre

pièces, vers l’intérieur, était plus importante pour Lg = 0,8 mm ce qui entraine des

températures plus élevées en ce point. D’après la simulation numérique, plus l’intensité

du courant est élevée plus la température de ce point chaud avant affaissement est

élevée. Donc nous devrions observer plus d’éjection de matière. Cependant, nous avons

observé que lorsque l’intensité du courant augmente, l’affaissement augmente

entrainant une fermeture des trous crées par l’éjection de matière ainsi que l’expulsion

Mors

Support

Electrode

Fente de l’électrode

Gaine

Position pour laquelle des

éjections de matière ont été

relevées pour PM2000-2

Position de découpe

des pièces dans le cas

de PM2000-2


des ZF vers le bourrelet interne. Ce phénomène est illustré sur la Figure 5.9 pour un Lg

de 0,8 mm et un Is de 14 kA.

Figure 5.9 : Macrographies réalisées lors du plan PM2000-1 pour Is = 14 kA et Lg = 0,8 mm

On observe bien qu’à partir d’une certaine énergie, un défaut de compacité associé à

une ZF se forme à l’intérieur du contact (b). Lorsque l’affaissement augmente, le défaut

de compacité se referme (c) puis la ZF est expulsée vers l’intérieur du gainage et peut

former le bourrelet interne (d).

L’optimisation à mener pour éviter la formation de zone fondue ou d’éjection de

matière à l’intérieur du contact est alors une diminution de la longueur de gaine. Ceci a

pour effet la limitation de la constriction du courant à l’intérieur du contact ou une

augmentation de l’affaissement. En effet, lorsque l’affaissement est plus important, il est

possible de chasser les zones fondues et de fermer les éventuels trous laissés par

l’éjection de matière. Les ZF sont étudiées plus en détail au paragraphe 5.3.

5.2.4. Synthèse

Des défauts de compacité liés à une éjection de matière ont été observés pour

certaines soudures au voisinage des électrodes entourant le bouchon ou entourant la

gaine. Ces éjections de matière sont très localisées dans la circonférence de la soudure et

sont de ce fait liées à une inhomogénéité inhérente aux électrodes ou au système de

serrage.

Le PM2000 semble plus sensible aux phénomènes d’éjections de matière que le

Kanthal APM. Cependant, il est important de rappeler que lors du plan PM2000-1, les

électrodes avaient déjà servi et lors du plan PM2000-2, l’électrode ne possédant pas de

chanfrein, le Lg effectif était plus faible. Nous avons vu qu’un Lg faible était une

configuration défavorable au regard de la présence d’éjection de matière.

Les mécanismes associés à cette éjection de matière ainsi que les voies d’optimisation

pour éviter de tels défauts seront discutés au chapitre 6.

De manière moins fréquente, des éjections de matière ont été observées dans la gaine

vers l’intérieur du contact lorsque Lg = 0,8 mm et que l’affaissement n’est pas suffisant

pour écraser le point chaud qui se forme à l’intérieur du contact.

Enfin, il est à noter que nous n’avons pas réussi à mettre en évidence un critère lié

aux mesures en cours de soudage permettant d’indiquer si une éjection de matière avait

eu lieu ou non.

Fs=2600 N

ts = 10 ms

Fs=1800 N

ts = 10 ms

Fs=2600 N

ts = 15 ms

Fs=1800 N

ts = 15 ms

Augmentation de l’affaissement

Aff. = 375 µm

Efin = 370 J

Aff. = 426 µm

Efin = 390 J

Aff. = 449 µm

Efin = 547 J

Aff. = 503 µm

Efin = 574 J

PM

2000-1

a b c d 200 µm

(Fs ; 14 kA ; ts ; 0,8 mm)

- 110 -

5.3. Présence d’une zone fondue

Pour certains essais, nous avons relevé sur les macrographies après attaque

métallographique la présence de ZF. Elles ont été observées aussi bien sur Kanthal APM

que sur PM2000. Un exemple de ZF typique pour chaque matériau est présenté sur la

Figure 5.10.

Figure 5.10 : Exemples de ZF observées sur Kanthal APM (gauche) et sur PM2000 (droite)

On observe sur ces exemples que les ZF se localisent dans la gaine au voisinage de

l’électrode. De façon générale, les positions des ZF sont identiques à celles des éjections

de matière (au voisinage des électrodes et vers l’intérieur du contact entre pièces). De

plus, nous avons observé que lorsqu’une face était affectée par une éjection de matière, la

face en vis-à-vis présente majoritairement la trace d’une ZF comme illustré sur la Figure

5.11.

Figure 5.11 : Comparaison des différentes faces observées sur une même soudure en PM2000 présentant une ZF et une éjection de matière

(1800 N ; 14 kA ; 15 ms ; 0,2 mm)

On observe bien sur cette figure que la ZF se trouve à la même localisation que

l’éjection de matière et que la face en oppposé ne présente ni ZF ni éjection de matière.

D’un point de vue de l’homogénéité circonférentielle et de façon générale, la ZF n’est

observée que sur une face sur deux de la même soudure. Tout comme les éjections de

matière, le phénomène est donc localisé en une zone de la circonférence de la soudure.

ZF

Face opposée Face en vis à vis Face de référence

Kanthal APM PM2000

(2600 N ; 18 kA ; 15 ms ; 0,8 mm) (1800 N ; 16 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)

1800 N ; 14 kA ; 15 ms ; 0,2 mm


On note que 3 essais (hors point centraux) laissent apparaitre une ZF aussi bien lors

du plan PM2000-1 que PM2000-2. Sept essais ne font pas apparaitre cette

reproductibilité.

En ce qui concerne les points centraux des plans d’expériences, chaque essai a été

réalisé deux fois comme présenté en Annexe 8. Dans PM2000-1 les deux essais laissent

apparaitre une zone fondue alors que seul un essai sur deux fait apparaitre une ZF lors

du plan PM2000-2.

Enfin, on observe que lorsqu’une ZF est observée pour un temps de soudage court (6

essais), celle-ci peut ne pas être observée lorsque le temps de soudage est plus long (deux

essais sur six). Ceci peut traduire un manque de reproductibilité ou le fait qu’un temps

de soudage plus long permette de chasser la ZF vers les bourrelets en produisant un

affaissement plus important.

Comme pour les éjections de matière, on retiendra donc que la ZF est fortement

localisée dans la circonférence, que sa reproductibilité n’est pas assurée et que son

observation est de plus soumise au hasard de la localisation des découpes des pièces.

Ceci peut donc engendrer une variation importante des résultats.

5.3.1. Modification de la répartition des éléments de renfort

Les cartographies de répartitions du titane et de l’yttrium obtenues par microsonde de

Castaing sur la soudure réalisée sur PM2000 et présentée sur la Figure 5.10 (droite) sont

exposées sur la Figure 5.12.

- 112 -

Figure 5.12 : Répartition des éléments de renforts sur PM2000 lors de la présence d’une ZF sur l’ensemble de la soudure (haut) et localisé sur la ZF (bas)

(2600 N ; 18 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)

On observe que la répartition des éléments de renfort est modifiée lorsqu’il y passage

par la fusion. Au niveau de la répartition en yttrium, on observe une zone de déplétion

(en bleu) dont la taille, la forme et la position correspondent aux limites de la zone

fondue observée sur la macrographie. Dans cette zone de déplétion, on observe des points

enrichis en yttrium dont la taille varie entre 2 µm et 12 µm.

Au niveau de la répartition en titane, on observe un enrichissement sur la périphérie

de la ZF (en vert). Au centre de la ZF, on observe une diminution de la densité de points

enrichis en titane initialement présents dans le métal de base.

Enfin, nous avons relevé quelques points enrichis en aluminium d’une taille de l’ordre

de 5 µm. Ces points coïncident avec ceux d’yttrium ou de titane.

5.3.2. Effet des paramètres opératoires

La présence ou l’absence de zone fondue en fonction de l’énergie est présentée sur la

Figure 5.13. L’ordonnée de chaque point est dépendante de la présence ou de l’absence de

ZF et/ou d’éjection de matière (les points sont plus ou moins haut de façon a les

distinguer les uns des autres).

100 µm

0 %

Titane (% massique) 2,5 % Yttrium (% massique) 2 %

0 %

(2600 N ; 18 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)


Figure 5.13 : Présence de ZF et/ou d’une éjection de matière en fonction de l’énergie finale et du matériau

On observe que la présence ou l’absence d’une zone fondue est fortement corrélée à

l’énergie électrique dissipée dans les pièces (Efin) et ce notamment pour Kanthal APM.

Sur PM2000, cette tendance est moins marquée, notamment du fait de la présence

d’éjection de matière en grand nombre. L’augmentation de Is et l’augmentation de ts

tendent donc à augmenter le risque de présence de ZF. En revanche, nous n’avons

observé aucun effet de Fs ou de Lg.

On observe que, à l’exception de deux essais présentant une éjection de matière,

l’ensemble des essais présentant une zone fondue sont observées pour une énergie

supérieure à 490 J. La différence dans les plages de paramètres opératoires entre les

plans d’expériences PM2000-1 et Kanthal APM peut donc expliquer le nombre de zones

fondues plus faible observées sur Kanthal APM par rapport au PM2000. Il ne semble pas

y avoir de différence entre le PM2000 et le Kanthal APM d’un point de vue de la

présence de zone fondue.

En revanche, on observe une différence importante entre les deux plans d’expériences.

Pour PM2000-2, on observe un nombre réduit de ZF par rapport au plan PM2000-1 (5

contre 11) et l’on observe que des soudures sans ZF ont été obtenues pour des énergies

supérieures à 490 J (point entouré sur la Figure 5.13). Ces énergies sont valables dans le

cadre de la configuration étudiée lors des différents plans d’expériences et sur le banc

d’essai considéré.

Sur la Figure 5.14, on compare une des soudures entourées sur la Figure 5.13 et

réalisées lors du plan PM2000-2 avec les essais réalisés avec les mêmes paramètres

opératoires lors du plan PM2000-1.

Absence de zone fondue sur

l’ensemble des faces observées

Présence de zone fondue

sur au moins une face

Présence d’une

éjection de matière sur

au moins une face

490 J

200 300 400 500 600 700 800

Efin ( J )Kanthal APM PM2000-1 PM2000-2

- 114 -

Figure 5.14 : Comparaison des macrographies des soudures obtenues pour le même jeu de paramètres opératoires (2600 N ; 18 kA ; 10 ms ; 0,2 mm) lors des plans

PM2000-1 et PM2000-2

On observe dans le cas du PM2000-1 une ZF localisée sur l’extérieur proche de

l’électrode. Dans le cas du plan PM2000-2, cette zone fondue est observée dans le

bourrelet extérieur et semble donc avoir été chassée vers l’extérieur du fait que la gaine

pénètre plus dans le bouchon. L’affaissement est plus important lors du plan PM2000-2

alors même que la longueur de gaine dépassant effectivement de l’électrode est plus

faible. On peut donc supposer qu’une augmentation de l’affaissement tend à chasser les

zones fondues phénomène que nous avions aussi observé dans le paragraphe 5.2.3.

L’expulsion vers le bourrelet externe est favorisée par l’absence de chanfrein sur

l’électrode.

Cependant, il est nécessaire de rappeler que ces observations doivent être prises avec

précaution du fait qu’elles sont fortement dépendantes de la localisation de la découpe

des pièces.

5.3.2.1. Synthèse

L’apparition d’une zone fondue est un phénomène localisé dont la répétabilité n’est

pas assurée.

Les formes et les localisations des zones fondues sont similaires aux formes et aux

localisations des éjections de matière observées dans le paragraphe 5.2.

Lorsqu’une ZF est observée, on note localement une modification de la répartition des

renforts. Ce constat est cohérent avec les observations issues de la littérature sur le

soudage par fusion des alliages ODS (Chapitre 1, paragraphe 1.3.1).

On observe que la présence d’une zone fondue est principalement reliée à l’énergie

électrique dissipée dans les pièces et que plus l’énergie est faible moins le nombre de

zones fondues observées est important. Une énergie inférieure à 490 J est conseillée afin

de limiter le risque de présence de ZF. Cependant l’utilisation d’électrodes sans

chanfrein permet de faciliter l’expulsion des zones fondues ce qui permet d’augmenter

cette énergie d’une centaine de Joules.

5.4. Compacité de la soudure au niveau de l’interface

Il est évident que la compacité de la soudure (absence de cavité au niveau du joint

soudé) est le critère primordial de la réalisation d’une soudure de caractéristiques

acceptables.

PM2000-2

(2600 N ; 18 kA ; 10 ms ; 0,2 mm)

PM2000-1

Aff. = 332 µm Aff. = 250 µm


La macrographie avant attaque permet d’étudier la présence de défaut de compacité

au niveau du joint soudé. Par cette méthode et au grandissement choisi, des défauts

d’une taille supérieur à 4 µm (selon le plan de coupe) peuvent être détectés. Cette

dimension est inférieure à la taille des porosités présentes initialement dans le PM2000

(20 µm).

Une soudure typique sur PM2000 présentant une bonne compacité ne laisse pas

apparaitre la trace du joint soudé comme présenté sur la Figure 5.15 (a). Cependant, au

cours des plans d’expériences, des défauts de compacité au niveau de l’interface peuvent

apparaitre comme présentés sur la Figure 5.15 (b).

Figure 5.15 : Macrographie sans attaque métallographique pour une soudure présentant une bonne compacité (a) et une soudure présentant un manque de

soudage (b) réalisées lors du plan PM2000-1

Le défaut est lié à un manque de soudage entre les surfaces à souder. Ce défaut peut

apparaitre localement à l’extérieur du joint ou sur toute la longueur du joint soudé. Dans

le cas extrême, les deux pièces sont trop faiblement soudées et rompent durant la

découpe des pièces. Ce défaut s’assimile au défaut de type P4 (norme ISO 6520-2)

dénommé défaut de manque de fusion. Nous parlerons ici de manque de soudage afin de

ne pas créer de confusion du fait que notre procédé est défini comme un procédé en phase

solide.

La localisation de ce défaut correspond donc au minimum de température au contact

comme observé par simulation numérique précédemment (Chapitre 4, paragraphe

4.3.1.3). De plus, nous avons vu que durant le soudage, la gaine pouvait glisser le long du

chanfrein du bouchon ce qui peut provoquer l’ouverture du contact dans cette même zone

et donc limiter le soudage.

Sur chaque macrographie sans attaque, il est possible de mesurer la longueur de joint

affectée par le manque de soudage (appelée longueur non soudée) comme indiqué sur la

Figure 5.15. Pour chaque soudure, deux faces sont observées sur PM2000 et quatre sur

Kanthal APM (pièces découpées en quart). La longueur non soudée est mesurée pour

chaque face. La longueur non soudée de chaque soudure est alors la moyenne de ces

mesures. On notera que lorsqu’un défaut lié à une éjection de matière est présent au

niveau de l’interface, la longueur non soudée n’est pas mesurée sur cette face. Si

l’ensemble des faces possèdent une éjection de matière, l’information de longueur non

soudée n’est alors pas accessible pour cette soudure.

Manque de soudage

2600 N ; 14 kA, 10 ms ; 0,8 mm

Bonne compacité

2600 N ; 18 kA, 15 ms ; 0,8 mm

317 µm

- 116 -

5.4.1. Homogénéité et reproductibilité

En moyenne la mesure de la longueur non soudée entre les deux faces opposées varie

de 30 µm. Pour les soudures dont une face ne présente pas de manque de soudage, la

seconde face ne présente pas de manque de soudage non plus dans 65 % des cas et la

longueur non soudée de la seconde face (face opposée) ne dépasse jamais les 100 µm.

L’homogénéité vis-à-vis de cet observable est donc satisfaisante.

La reproductibilité ne peut être étudiée que sur les points centraux des plans

d’expériences. Pour les quatre essais réalisés sur le point central des plans PM2000-1 et

PM2000-2, la longueur non soudée est nulle. Pour les deux essais réalisés sur le point

central du plan Kanthal APM, la longueur non soudée est de 17 µm. Le nombre de

répétitions de ces essais est faible mais donne une première indication. La

reproductibilité semble donc satisfaisante.

5.4.2. Effets des paramètres opératoires

Afin d’étudier l’influence des paramètres opératoires sur la longueur non soudée, on

représente sur la Figure 5.16 la longueur non soudée en fonction de l’énergie électrique

totale dissipée (Efin) pour deux longueurs de gaine dépassant de l’électrode (Lg = 0,2 mm

et Lg = 0,8 mm).

Figure 5.16 : Longueur non soudée observée lors des trois plans d’expériences en fonction de l’énergie électrique dissipée pour Lg = 0,2 mm (gauche) et

Lg = 0,8 mm (droite)

Pour les deux valeurs de Lg, on observe qu’une augmentation de Efin permet de

diminuer la longueur non soudée. Pour un Lg de 0,2 mm, des soudures dont la longueur

non soudée est nulle sont obtenues à partir d’une énergie de 450 J. Cette énergie est de

530 J lorsque Lg = 0,8 mm. De plus, au dessus de ces valeurs, seule 1 soudure sur 12

présente une longueur non soudée non nulle pour Lg = 0,2 mm alors que 6 soudures sur

14 présentent une longueur non soudée non nulle pour Lg = 0,8 mm. Pour s’assurer de

l’absence de ce défaut, une énergie supérieure à 540 J est nécessaire pour Lg = 0,2 mm.

Elle est de 730 J pour Lg = 0,8 mm. Ces niveaux d’énergie sont trop importants pour

s’affranchir du risque de ZF (voir paragraphe 5.3.2).

La force ne semble pas avoir d’influence significative sur la longueur non soudée.

5.4.2.1. Synthèse

En cours de soudage, un défaut de compacité lié à un manque de soudage peut

apparaitre à l’extérieur du joint soudé. Ce défaut se localise dans la zone de température

0

100

200

300

400

500

600

700

800

200 300 400 500 600 700 800

Lon

gue

ur

no

n s

ou

dé

e (

µm

)

Efin ( J )

Lg = 0,8 mm

Kanthal APM PM2000-1 PM2000-2

0

100

200

300

400

500

600

700

800

200 300 400 500 600 700 800

Lon

gue

ur

no

n s

ou

dé

e (

µm

)

Efin ( J )

Lg = 0,2 mm



la plus basse ainsi que dans la zone où un possible décollement des surfaces peut

apparaitre suite au glissement de la gaine le long du chanfrein du bouchon.

Afin de limiter ce défaut, l’énergie de soudage doit être suffisante. La valeur de

l’énergie nécessaire est plus faible lorsque Lg est au niveau bas. Cela provient soit d’un

meilleur maintien mécanique de la gaine évitant son glissement soit de la présence du

point chaud proche de l’électrode qui entraine un apport de chaleur plus important sur

l’extérieur du joint. De plus, nous avons vu au chapitre 4 que lorsque Lg augmente, la

température minimale au contact diminue ce qui peut accentuer le manque de soudage

et va donc là encore dans le sens qu’un Lg au niveau bas permet d’obtenir des soudures

de meilleure compacité et ce pour une énergie plus faible.

Sur Kanthal APM, peu de soudures sans manque de soudage ont été réalisées (3

soudures seulement). Ceci provient de la plus faible intensité du courant qui diminue

l’énergie électrique dissipée. Les résultats obtenus sur PM2000-1 et PM2000-2 ne

laissent pas apparaitre de différences importantes.

5.5. Microstructure à l’interface

Sur les macrographies réalisées sur PM2000 et en l’absence de manque de soudage,

on observe de façon générale que le joint soudé est visible du fait d’une forte réactivité à

l’attaque chimique au niveau de l’interface comme le montre la macrographie après

attaque métallographique présentée sur la Figure 5.17 (flèche rouge pleine). Nous avons

analysé l’interface d’une soudure par diffraction des électrons rétrodiffusés (EBSD). Les

résultats obtenus par cette technique en qualité d’image et en orientation cristalline sont

présentés sur la Figure 5.17.

Figure 5.17 : Caractérisation par EBSD et macrographie après attaque métallographique de la face en vis-à-vis d’une soudure réalisées lors du plan

PM2000-1 pour (1800 N ; 14 kA ; 15 ms ; 0,2 mm)

Dans un premier temps, on observe que le grain du bouchon se déforme légèrement

(passage de violet à rose) au niveau de l’interface sous l’effet du forgeage. Le grain de la

gaine se déforme de façon plus importante notamment au niveau des bourrelets interne

et externe. Cela conduit localement à des changements d’orientation cristalline qui se

font de manière continue sans formation de nouveaux grains ou de sous-joints.

Imagerie en orientation

Imagerie en qualité d’image

Imagerie en orientation Macrographie après

attaque métallographique

1800 N

14 kA

15 ms

0,2 mm

- 118 -

Sur la macrographie avec attaque métallographique, on observe dans la gaine, hors de

l’interface, une réactivité accrue à l’attaque métallographique (flèche blanche pointillée)

qui n’est pas observée sur la caractérisation par EBSD et ce du fait que les deux faces

observées sont les faces en vis-à-vis et sont donc séparées par l’épaisseur du trait de

coupe et la profondeur de polissage. La caractérisation de ce type d’observation est

réalisée au paragraphe 5.6.

A l’interface, on observe la présence de petits grains de tailles micrométriques et

submicrométriques expliquant la forte réactivité du joint soudé à l’attaque chimique.

5.5.1. Répartition des éléments de renforts

La répartition des éléments de renforts a été caractérisée par microsonde avec une

résolution de 0,2 µm dans la zone de l’interface comme indiqué par le carré rouge sur la

Figure 5.17. Les résultats obtenus sont présentés sur la Figure 5.18.

Figure 5.18 : Caractérisation de la répartition de l’yttrium et du titane obtenue par WDS sur une interface soudée lors du plan PM2000-1

(1800 N ; 14 kA ; 15 ms ; 0,2 mm)

Les analyses présentent des points riches en titane dont la taille et la répartition sont

identiques à celles observées dans le métal de base. La répartition de l’yttrium est elle

aussi identique à celle du métal de base. On notera l’observation d’un point riche en

yttrium (indiqué par une flèche) d’une taille de l’ordre de 800 nm.

A l’échelle observable à la microsonde, aucune modification de la répartition des

éléments au niveau de l’interface n’apparait lorsque de petits grains sont présents. Nous

nous intéressons donc à la répartition des renforts à l’échelle de la microscopie en

transmission. A l’aide d’un « dual beam », une lame mince est prélevée au niveau de

l’interface d’une soudure présentant cette structure de petits grains (lame mince

prélevée sur la soudure réalisée sur le point central du plan PM2000-1,

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm)). La vue générale de cette lame mince

est présentée sur la Figure 5.19.

Imagerie en orientation

Imagerie en qualité d’image Electron rétrodiffusé 2,5 % Titane (%massique)

Interface

Yttrium (%massique)

0 %

2 %

0 %


Figure 5.19 : Image MET en champ clair : Vue générale de la lame mince prélevée à une interface de la soudure réalisée avec


Dans un premier temps, on observe la présence de plusieurs grains dont la taille est

de l’ordre du micromètre ce qui correspond à la taille de grain observée par EBSD au

niveau de l’interface.

On observe sur cette lame la présence de différentes zones avec des densités de

dislocations différentes. Certains grains mettent en évidence la présence de cellules de

dislocations.

Dans les zones possédant une faible densité de dislocations, on retrouve la présence

de précipités d’yttrium d’une taille proche de celle observée dans le métal de base comme

montré sur la Figure 5.20.

Figure 5.20 : Image MET en champ clair (BF) et cartographies de la réparation des éléments aluminium (Al), titane (Ti) et yttrium (Y) réalisées par EDS-STEM de la

zone de l’interface ne présentant pas de cellule de dislocations

Comme pour le métal de base, la présence de particules riches en yttrium d’une taille

inférieure à 50 nm est observée. Les particules de tailles plus importantes (entre 50 nm

Zone avec forte densité

de dislocations Ŕ

Présence de cellules de

dislocations

Zone avec faible

densité de dislocations

- 120 -

et 200 nm) montrent la présence d’aluminium associé à de l’yttrium. Aucune particule

riche en titane n’a été observée.

Dans les zones où des cellules de dislocation sont observables, les caractéristiques des

renforts (taille, répartition, composition) sont différentes de celles du matériau de base.

Un exemple typique des caractérisations réalisées dans cette zone sont présentées sur la

Figure 5.21.

Figure 5.21 : Image MET en champ clair (BF) et cartographies de la réparation des éléments aluminium (Al), titane (Ti) et yttrium (Y) réalisées par EDS-STEM de la

zone de l’interface présentant des cellules de dislocations

On détecte la présence de particules d’yttrium dont la taille est supérieure à 100 nm.

Ces particules sont localisées sur les murs des cellules de dislocations (repérées par une

flèche). Dans cette zone, nous n’avons pas observé de particules de taille inférieure à 50

nm. Les petites particules semblent s’être regroupées et avoir coalescé.

5.5.2. Synthèse

Sur l’alliage ODS PM2000, on observe systématiquement la présence de petits grains

micrométrique au niveau de l’interface à partir du moment où aucun défaut de compacité

n’est observé. A l’échelle d’observation de la microsonde, aucune modification de la

répartition des éléments de renforts n’est visible. Cependant, on observe une

modification de la dispersion des éléments de renforts au niveau nanométrique dans les

zones à fortes densités de dislocation.

Comparé au Kanthal APM, l’interface soudée est très différente. En effet sur Kanthal

APM, il est possible, pour des énergies élevées, « d’effacer » l’interface et d’obtenir des

grains de tailles semblables à ceux du matériau de base comme le montre la

macrographie présentée sur la Figure 5.22.


Figure 5.22 : Macrographie d’une soudure réalisée sur Kanthal APM pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (1800 N; 16 kA; 15 ms; 0,2 mm) et dont l’interface n’est plus visible

Nous rappelons que pour le Kanthal APM, la taille initiale des grains initiale est

petite (50 µm) comparée à celle du PM2000 (millimétrique). De plus, la présence de

renforts nanométriques dans le cas de l’alliage ODS peut bloquer le mouvement des

dislocations et des joints de grains. Ces caractéristiques modifient alors les mécanismes

de recristallisation et peuvent expliquer une telle différence.

5.6. Recristallisation dynamique et répartition des éléments

5.6.1. Modification de la microstructure

Pour certaines soudures, nous avons observé localement une réactivité accrue à

l’attaque métallographique en dehors de l’interface. Cette structure a aussi bien été

observée sur Kanthal APM que sur PM2000. Des exemples de soudures présentant cette

caractéristique sont présentées sur la Figure 5.28.

Figure 5.23 : Macrographies après attaque métallographique de soudure réalisée sur PM2000 (gauche) et Kanthal APM (droite) présentant localement une réactivité

accrue à l’attaque métallographique (entourée en bleu)

Nous observons que la zone présentant une réactivité accrue (entouré en bleu) est

située grossièrement à la même localisation, indépendamment de l’alliage soudé, à savoir

PM2000

1800 N ; 18 kA ; 15 ms ; 0,8 mm

Kanthal APM

2200 N ; 14 kA ; 13 ms ; 0,5 mm

Kanthal APM

1800 N

16 kA

15 ms

0,2 mm

- 122 -

au voisinage de l’électrode et s’étendant jusqu’à l’interface. Dans certains cas, comme

celui de la soudure sur PM2000 présentée sur la Figure 5.28, la modification s’étend

jusqu’au bourrelet interne en passant par l’interface.

Pour une configuration géométrique donnée (Lg fixé et électrodes identiques), la zone

de forte réactivité forme un angle spécifique avec la gaine comme mis en évidence par les

pointillés rouges sur la Figure 5.24.

Figure 5.24 : Estimation qualitative de l’angle formé par la zone de forte réactivité hors de l’interface en fonction de Lg (0,2 mm ; 0,5 mm ; 0,8 mm)

La localisation de ces zones est schématisée sur la Figure 5.25 et comparée avec les

déformations déjà relevées au chapitre 4 (Figure 4.3).

Figure 5.25 : a. Macrographie d’une soudure avec mise en évidence de la déformée (trait noir)

b. Schématisation de la zone préférentielle pour la modification de la microstructure

Dans le chapitre 4, nous avons vu que la zone proche de l’électrode correspondait à

une zone où la déformation des pièces était importante du fait du déplacement de la

gaine qui s’appuie sur le chanfrein de l’électrode (Chapitre 4, paragraphe 4.1.3). Dans

cette zone, la température est particulièrement élevée du fait du point chaud qui se

forme proche de l’électrode. Pour la zone proche du bourrelet interne, le même

phénomène est observé mais du fait du mouvement de matière. Dans cette zone, un point

chaud est aussi observé du fait de la macroconstriction du courant lors du passage du

bouchon massif à la gaine plus étroite. Un phénomène associant déformation et

température est donc responsable du changement d’aspect observé après attaque

métallographique.

Zone préférentielle

pour la modification

de la microstructure Forte

déformation

Mouvement de matière

Position de

l’électrode

200µm

a b

2600 N; 18 kA; 10 ms; 0,8 mm 2600 N; 18 kA; 10 ms; 0,2 mm 2200 N; 16 kA; 13 ms; 0,5 mm

PM

2000-1


La soudure réalisée sur PM2000 présentée sur la Figure 5.23 a été analysée par

EBSD dans la zone indiquée par le carré rouge. L’orientation cristalline observée pour

cette soudure est présentée sur la Figure 5.26.

Figure 5.26 : Caractérisation par EBSD d’une soudure sur PM2000 présentant une indication de modification de la microstructure (1800 N ; 18 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)

Nous observons sur ces images que la zone présentant une réactivité accrue (repère A)

est composée de petits grains de l’ordre de 5 µm de diamètre. Les grains sont, dans

l’ensemble, équiaxes et sans orientation spécifique.

Sur cette soudure, nous observons que la zone avec des petits grains s’étend jusqu'au

bourrelet intérieur en passant par l’interface (repère B puis C). Au niveau du repère B et

sur cet exemple, les grains sont aplatis le long du joint soudé et ont une taille de l’ordre

de 5 µm ce qui est bien supérieure à celles observées à l’interface sur la Figure 5.17. La

largeur de la zone affectée par la présence de ces petits grains est de 10 µm environ ce

qui est là encore, bien supérieure à celle observée à l‘interface sur la Figure 5.17. Plus on

se rapproche du bourrelet interne plus les grains ont une taille importante. Au niveau du

repère C, on observe la présence de grains d’une taille de la centaine de microns qui sont

fortement déformés.

L’indication observée sur la macrographie optique après attaque est donc liée à une

modification de la taille de grain. Ce phénomène apparait dans les zones de haute

température et de forte déformation. L’orientation des grains est aléatoire. Il semble

donc légitime de supposer que cette modification de la microstructure est liée à un

phénomène de recristallisation dynamique.

5.6.2. Répartition des éléments de renfort

L’analyse de la répartition des éléments de renforts réalisée par microsonde de

Castaing de cette soudure est présentée sur la Figure 5.27.

Gaine

Bouchon 10 µm

B

200 µm

A

B

10 µm

C

A

- 124 -

Figure 5.27 : Cartographie de la répartition en yttrium et en titane obtenue par WDS d’une soudure présentant une modification de la microstructure et comparaison avec

les cartographies obtenues par EBSD sur PM2000 (1800 N ; 18 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)

Il y a corrélation entre la position de la zone recristallisée et la position de la zone où

il y a modification de la répartition des renforts.

Dans la partie la plus proche de l’électrode (cercle pointillé), on observe une déplétion

en yttrium dans laquelle on trouve des points riches en yttrium (points rouges) d’une

taille de l’ordre de 2 µm à 8 µm. Dans cette même zone, on observe la présence d’un

enrichissement en titane avec la présence de quelques points de forte teneur en titane de

tailles identiques à celles observées dans le métal de base. Cette zone correspond à la

zone qui présente les grains de plus grande taille (10 µm environ).

Dans la partie modifiée la plus proche de l’interface (cercle plein), on observe une

modification de la répartition en yttrium avec la présence de points riches en yttrium

d’une taille de 2 µm à 5 µm environ. Dans cette même zone, on observe une légère

déplétion en titane avec cependant toujours la présence des points riches en titane

identiques à ceux observés dans le métal de base.

Yttrium (% massique) Titane (% massique)

La position et le cadre des images EBSD peuvent être légèrement différents de ceux de l’analyse microsonde

EBSD : Imagerie en qualité d’image

EBSD : Imagerie en orientation

B

A A

B

100 µm


On a vu précédemment que la modification de la taille de grain s’étend jusqu’au

bourrelet interne en passant par l’interface. On observe une très légère modification de

la répartition des éléments au niveau de l’interface avec une déplétion en titane ainsi

que la présence de quelques points riches en yttrium allant de 1 µm à 3 µm.

La recristallisation dynamique est corrélée à une modification de la répartition de

l’yttrium et du titane. Ces deux éléments sont liés au renforcement par dispersion

d’oxyde de l’alliage ODS PM2000. Une modification de la dispersion de l’yttrium ou du

titane est donc liée directement à la modification de la dispersion des renforts ce qui peut

donc entrainer une modification locale des propriétés mécaniques. L’influence des

paramètres opératoires sur la localisation et la taille de ces modifications doit donc être

analysée.

Il est important de noter que la recristallisation dynamique n’est pas liée à la

présence de renforts puisque celle-ci est aussi observée sur Kanthal APM. Il est donc

probable que ce soit la recristallisation dynamique qui entraine la modification de la

répartition des renforts et non l’inverse.

5.6.3. Influence des paramètres opératoires

Les zones recristallisées dynamiquement sont observées par microscopie optique

après attaque métallographique. On distingue deux catégories en fonction de la

localisation comme présentées sur la Figure 5.28.

Figure 5.28 : Catégorisation des soudures en fonction de la forme et de la localisation des zones recristallisées dynamiquement

La catégorie 1 regroupe l’ensemble des soudures dont la zone recristallisée

dynamiquement s’étend jusqu’au bourrelet interne. Pour la catégorie 2, l’extension

jusqu’au bourrelet interne n’est pas observée. Les modifications sont alors

principalement localisées en un point de l’interface proche de l’électrode comme présenté

ci-dessus ou alors dans la partie de gaine qui dépasse de l’électrode (le trait noir observé

sur l’interface est lui systématiquement visible et n’est pas pris en compte ici, voir

paragraphe 5.5).

Sur PM2000, deux faces de chaque soudure sont observées (face opposée). Les faces

pour lesquelles on observe une ZF ou une éjection de matière ne sont pas prises en

compte. Lorsque les deux faces présentent cette caractéristique l’information sur la

modification de la microstructure n’est alors pas accessible. Pour chaque face, on

attribue une note en fonction de la catégorie (lorsqu’aucune modification n’est observée,

une note de 0 est attribuée). Pour chaque soudure, la valeur de « modification de la

microstructure » correspond à la moyenne des notes attribuées pour chaque face.

Catégorie 2 : Sans extension vers le bourrelet interne Catégorie 1 : Avec extension vers le bourrelet interne

PM2000-1

2600 N

18 kA

10 ms

0,8 mm

PM2000-1

2600 N

18 kA

15 ms

0,2 mm

- 126 -

5.6.3.1. Homogénéité et reproductibilité

D’un point de vue de l’homogénéité, la présence de ZF et d’éjections de matière,

phénomènes tous deux localisés limitent l’analyse de l’homogénéité puisque sur

PM2000-1, seule une soudure ne présente ni ZF ni éjection de matière sur les deux faces.

Sur Kanthal APM, nous avons observé un nombre plus faible de ZF et d’éjections de

matière alors même que quatre faces sont observées par soudure. L’analyse de

l’homogénéité est donc réalisée sur les soudures de ce matériau.

Parmi les 16 soudures observables, huit présentent le même caractère sur l’ensemble

des faces et quatre ne possèdent qu’une seule face différente. L’homogénéité vis-à-vis de

cet observable est donc satisfaisante. Un exemple de quatre macrographies obtenues sur

une soudure réalisée sur Kanthal APM et découpée en quart est présenté sur la Figure

5.29:

Figure 5.29 : Homogénéité circonférentielle d’une soudure réalisé sur Kanthal APM et présentant une zone recristallisée dynamiquement

On observe sur ces macrographies la présence évidente de recristallisation dynamique

sur trois des quatre faces. Une des faces laisse apparaitre des traces plus légères de cette

modification de la réactivité. La modification de la microstructure est de plus

systématiquement localisée au même endroit ce qui montre une homogénéité

circonférentielle satisfaisante.

La reproductibilité ne peut être observée que sur les point centraux des plans

d’expériences et sont présentés en Annexe 8. La reproductibilité de cet observable n’est

pas assurée sur PM2000 mais on peut supposer que cela provient des éjections de

matière et des zones fondues qui ne sont que faiblement reproductibles et qui

« parasitent » l’observation de ce phénomène.

5.6.3.2. Corrélation avec l’affaissement

Nous avons vu que la modification de la microstructure était localisée dans les zones

présentant des déformations importantes. On étudie donc ce phénomène en fonction de

l’affaissement mesuré. La Figure 5.30 présente la valeur de modification de la

microstructure en fonction de l’affaissement pour Lg = 0,2 mm et Lg = 0,8 mm.

2600 N ; 18 kA ; 10 ms ; 0,8 mm


Figure 5.30 : Modification de la microstructure en fonction de l’affaissement, de Lg et des différents plans d’expériences

Pour les soudures réalisées avec un Lg de 0,8 mm, on observe clairement que

l’augmentation de l’affaissement entraine une augmentation de la valeur de modification

de la microstructure. Pour les soudures réalisées avec un Lg de 0,2 mm, le lien entre

affaissement et modification de la microstructure est moins apparent que dans le cas

Lg = 0,8 mm, notamment dans le cas du plan PM2000-2. Enfin, il est important de noter

que nous avons obtenu un nombre plus important de soudures ne présentant pas de

modification de la microstructure pour Lg = 0,2 mm que pour Lg = 0,8 mm, (14 contre 6).

Lorsque l’affaissement augmente, les déformations dans la gaine augmentent ce qui a

pour conséquence l’apparition d’un phénomène de recristallisation dynamique dans la

gaine. Pour des affaissements importants, la modification de la microstructure dans la

zone proche du bourrelet interne n’est plus observée sur les macrographies du fait que la

matière est très écrasée et chassée vers le bourrelet interne.

5.6.4. Synthèse

Pour certaines conditions de déformation et de température, on peut observer dans la

gaine des zones recristallisées dynamiquement et ce aussi bien sur PM2000 que sur

Kanthal APM. Ces zones sont localisées proche de l’électrode et forment un angle

préférentiel avec la direction de la gaine en fonction de la configuration géométrique.

Une modification de la répartition des éléments de renforts est observée dans les

zones recristallisées dynamiquement. Ces résultats sont cohérents avec les conclusions

issues de l’étude bibliographique concernant les modifications de la structure des

renforts lors d’une recristallisation ou d’un changement de phase (Chapitre 1,

paragraphe 1.2.2).

Pour limiter le phénomène de recristallisation dynamique dans la gaine, il est possible

d’utiliser un Lg au niveau bas ainsi que de limiter l’affaissement des pièces, ce qui, selon

la Figure 4.18, peut, pour une configuration géométrique donnée, être réalisé par une

diminution de l’énergie électrique dissipée dans les pièces. Cependant, on observe aussi

qu’une augmentation de l’affaissement permet de chasser des zones recristallisées

dynamiquement vers les bourrelets et ce notamment dans le cas du plan PM2000-2 du

fait de l’absence de chanfrein sur les électrodes. Un exemple typique de cette différence

est présenté sur la Figure 5.31

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

0 100 200 300 400 500

Mo

dif

icat

ion

de

la m

icro

stru

ctu

re

Affaissement ( µm )

Lg = 0,2 mm


0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

0 100 200 300 400 500 600 700 800

Mo

dif

icat

ion

de

la m

icro

stru

ctu

re

Affaissement ( µm )

Lg = 0,8 mm


- 128 -

Figure 5.31 : Macrographies après attaque métallographique de deux soudures réalisées pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2600 N; 18 kA; 10 ms; 0,2 mm) lors du plan PM2000-1 et PM2000-2 montrant l’effet de la géométrie des électrodes sur la position des zones

recristallisées dynamiquement

Dans cet exemple, les macrographies de la soudure réalisée lors du plan PM2000-2 ne

montrent pas de recristallisation dynamique dans la gaine contrairement à la soudure

réalisée lors du plan PM2000-1. On observe sur PM2000-1 la présence d’une zone

recristallisée dynamiquement (entourée en rouge) dans la partie de gaine dépassant de

l’électrode. Cette partie de gaine n’est pas observée dans le cas de l’essai réalisé lors du

plan PM2000-2 et a été chassée vers le bourrelet interne ou externe. La partie de gaine

restante est donc contrainte en déplacement par l’électrode et se déforme peu ce qui

empêche la recristallisation dynamique dans la gaine.

5.7. Conclusions

La soudure est dans un premier temps définie par sa compacité (soudabilité

opératoire). Une soudure dont la compacité n’est pas assurée peut engendrer une baisse

importante des propriétés mécaniques de l’assemblage.

Deux types de défauts de compacité ont été observés sur les pièces.

Le premier défaut est lié à un phénomène d’éjection de matière qui apparait proche de

l’électrode enserrant le bouchon ou enserrant la gaine ainsi que vers l’intérieur de

l’interface entre pièces. Ce défaut très localisé est faiblement reproductible. Côté

bouchon au voisinage de l’électrode, plus l’énergie électrique dissipée est importante plus

on observe d’éjection de matière. Côté gaine, au voisinage de l’électrode, des éjections de

matière ont aussi été observées mais dès les énergies électrique les plus faibles du plan

d’expérience. Plus Lg est faible plus on observe un nombre important d’éjections de

matière et ce quelque soit l’énergie électrique dissipée. Les mécanismes à l’origine de ces

éjections de matière seront discutés au chapitre 6. Le défaut situé vers l’intérieur de

l’interface entre pièces est observé pour un Lg au niveau haut et lorsque l’affaissement

n’est pas suffisant.

Le second défaut de compacité est lié à un manque de soudage sur l’extérieur du joint.

Ce défaut disparait avec l’augmentation de l’énergie électrique dissipée et ce, d’autant

plus rapidement que Lg est faible.

Dans un second temps, la soudure est définie par sa microstructure et par la

dispersion des éléments de renforts (soudabilité métallurgique). Nous avons vu qu’une

modification de la microstructure (fusion, recristallisation dynamique) entraînait une

2600 N; 18 kA; 10 ms; 0,2 mm

Plan PM2000-1 Plan PM2000-2


modification de la dispersion macroscopique des renforts. Cette dernière peut conduire à

une modification des propriétés mécaniques à haute température ou une diminution de

la durée de vie de l’assemblage. Les zones fondues sont observées pour les énergies

électriques les plus élevées.

Lorsque l’affaissement augmente, la déformation augmente ce qui entraîne un

phénomène de recristallisation dynamique dans la partie de gaine subissant les

déformations les plus importantes. Cet effet est particulièrement visible lorsque Lg est

important. Une prolongation jusqu’au bourrelet interne en passant par l’interface est

observée pour certains cas de soudage. Cette zone recristallisée peut être chassée vers le

bourrelet interne ou externe lorsque l’affaissement augmente.

Enfin, on observe pour le PM2000, la formation de petits grains à l’interface soudée.

Des modifications de la répartition des renforts à l’échelle nanométrique ont été

observées dans les zones à forte densité de dislocations.

Il est possible de définir les différents observables sur une représentation de

l’affaissement en fonction de l’énergie électrique dissipée pour les deux valeurs de Lg.

Cette représentation est présentée sur la Figure 5.32.

Figure 5.32 : Représentation des différents observables (manque de soudage, risque de zone fondue, risque de recristallisation dynamique dans la gaine) en fonction de

l’énergie électrique dissipée et de l’affaissement pour les deux niveaux de Lg (0,2 mm et 0,8 mm)

Pour Lg = 0,8 mm, nous observons que la zone où les soudures présentent

systématiquement un manque de soudage et la zone pour laquelle un risque important

de zone fondue existe se recoupent et il n’est pas possible de satisfaire les différents

critères en même temps.

Pour Lg = 0,2 mm, une plage entre 450 J et 490 J peut permettre d’éviter le manque

de soudage ainsi que la formation d’une ZF.

Cependant, aucune des soudures réalisées sur PM2000 au cours des plans

d’expériences n’a montré ni modification d’yttrium (liée à la présence de recristallisation

dynamique dans la gaine ou liée à la présence de ZF) ni défaut de compacité à l’interface,

ni éjection de matière sur l’ensemble des faces observées. Les voies d’optimisation seront

discutées dans le chapitre 6.

5.7.1. Comparaison entre Kanthal APM et PM2000-1 : Effet du matériau

Le Kanthal APM et le PM2000 se comportent de manière analogue au regard du

manque de soudage, de la formation de zone fondue ainsi que de la présence de

recristallisation dynamique. En revanche, les deux matériaux présentent un

Risque de

zone fondue

Au

gm

en

tati

on

du

ris

qu

e d

e

recr

ista

llis

ati

on

dyn

am

iqu

e

dan

s la

gain

e

0

100

200

300

400

500

600

700

800

200 300 400 500 600 700 800

Aff

aiss

em

en

t (

µm

)

Efin ( J )

Lg = 0,2 mm


Recr

ista

llis

ati

on

dyn

am

iqu

e d

an

s

la g

ain

e

Manque de

soudage

Manque de

soudage

0

100

200

300

400

500

600

700

800

200 300 400 500 600 700 800

Aff

aiss

em

en

t (

µm

)

Efin ( J )

Lg = 0,8 mm


Risque de

zone fondue

- 130 -

comportement très différent au regard de la sensibilité aux éjections de matière et de la

microstructure à l’interface.

Le PM2000 est plus sensible au phénomène d’éjections de matière que le Kanthal

APM alors que ces deux matériaux ne montrent pas de différence vis-à-vis de la présence

de zone fondue. Les mécanismes possibles à l’origine de ces éjections de matière sont

discutés au chapitre 6.

Sur Kanthal APM, lorsque l’énergie électrique est suffisamment élevée, il est possible

d’effacer l’interface contrairement au PM2000. Il n’est cependant pas possible de

présupposer de l’impact de cette différence sur les propriétés mécaniques de

l’assemblage.

5.7.2. Comparaison entre PM2000-1 et PM2000-2 : Effet de l’électrode

Nous n’avons pas observé d’effet de l’électrode sur le manque de soudage ainsi que sur

la microstructure à l’interface.

En revanche, des différences de positions des éjections de matière, des zones fondues

ainsi que des zones recristallisées dynamiquement ont été observées du fait de la

différence dans la longueur de gaine dépassant effectivement de l’électrode. L’absence de

chanfrein sur l’électrode permet plus facilement de chasser la matière vers l’extérieur ce

qui peut limiter la présence de zone fondue au sein même de la gaine. L’absence de

chanfrein entraine aussi un meilleur maintien de la gaine ce qui limite sa déformation et

limite ainsi la présence d’une zone recristallisée dynamiquement dans la gaine. Ces

différences sont principalement visibles pour une faible longueur de gaine dépassant de

l’électrode (Lg = 0,2 mm).

Discussions et perspectives - 131 -

Chapitre 6

Discussions et perspectives

Dans ce chapitre, nous proposons de discuter des différents points rencontrés au cours

de l’étude. Dans un premier temps, un mécanisme simplifié permettant de comprendre

la formation de la soudure et des structures métallurgiques qui en résultent est proposé.

Les mécanismes de modification de la répartition des renforts en cours de soudage

sont ensuite analysés. L’accent est mis sur les éléments de compréhension apportés par

l’étude mais aussi les éléments nécessitant d’être approfondis.

Une discussion concernant le phénomène d’éjections de matière est ensuite menée

afin de tenter d’identifier les causes possibles et d’identifier les voies d’optimisation

possibles.

L’étude sur le soudage des alliages 20Cr est alors finalisée par l’étude des voies

d’optimisation hors des plans d’expériences avec des propositions visant à améliorer

différents aspects de la soudure. Les voies les plus intéressantes et celles nécessitant des

développements complémentaires sont identifiées.

Enfin, l’étude du soudage des alliages 20Cr est transposée à l’étude du soudage d’un

alliage 9Cr-ODS pour lequel les caractéristiques des soudures typiques sont présentées

avant de discuter les différences et les points communs entre le soudage des deux

matériaux.

6.1. Mécanisme de formation de la soudure

Nous avons vu que, après quelques millisecondes, les phénomènes thermiques du

procédé de soudage étaient gouvernés par les changements de sections et par les

constrictions du courant. Dans la zone au voisinage de la soudure, deux points chauds

ont été relevés et semblent fondamentaux pour la compréhension de la formation de la

soudure. Les positions des points chauds avant et après affaissement sont schématisés

sur la Figure 6.1 pour Lg = 0,2 mm et Lg = 0,8 mm.

- 132 -

Figure 6.1 : Schéma de la position et de l’interaction entre les deux points chauds (en rouge) avec mise en évidence de la déformation des pièces (trait noirs) lors de

l’affaissement pour Lg = 0,2 mm et Lg = 0,8 mm

Dans les deux cas, la génération de chaleur est réalisée de façon prépondérante au

niveau des deux constrictions. La chaleur diffuse ensuite depuis ces points vers le reste

de la pièce. L’augmentation de la température dans cette zone entraîne une diminution

locale des propriétés mécaniques. Lorsqu’une température suffisante est atteinte, la

partie de gaine dépassant de l’électrode s’écrase. Plus spécifiquement, nous avons

observé que le point chaud vers l’intérieur du joint est écrasé et forme une partie du

bourrelet interne. La partie plus froide située vers l’extérieur est, elle, peu déformée et

glisse vers l’extérieur le long du chanfrein du bouchon.

Nous avons vu que la présence de ces points chauds pouvait expliquer la présence des

éjections de matière et des zones fondues (Chapitre 5, paragraphe 5.2). On observe aussi

que la direction entre ces deux points chauds (zone à particulièrement haute

température du fait de sa proximité aux deux points chauds et aussi particulièrement

déformée) correspond à l’angle préférentiel formé par les zones de recristallisation

dynamique en fonction de Lg comme précédemment présenté sur la Figure 5.24. On

retrouve aussi que dans le cas de Lg = 0,8 mm, la partie extérieure du joint est plus

éloignée des points chauds ce qui peut entraîner, en partie, le manque de soudage

observé pour certaines soudures sur l’extérieur de l’interface entre pièces.

En conclusion, les phénomènes thermiques et mécaniques apparaissant en cours du

procédé sont principalement gouvernés par la géométrie des pièces à souder ainsi que

par la position de l’électrode enserrant la gaine (paramètre Lg). La géométrie de cette

électrode est elle aussi importante du fait que lors de la déformation de la gaine, celle ci

s’appuie sur l’électrode. La déformée est alors en partie contrôlée par la forme de

l’électrode ce qui peut entraîner un déplacement des zones recristallisées

dynamiquement et donc des zones dont la dispersion des renforts est modifiée. Les

facteurs géométriques sont donc fondamentaux dans la compréhension des

caractéristiques métallurgiques de la soudure.

6.2. Modification de la répartition d’yttrium et méthodes de

caractérisation

La répartition d’yttrium a été caractérisée par deux techniques : la microscopie

électronique en transmission et la microsonde de Castaing. A ces techniques de

caractérisation s’ajoute la diffraction des électrons rétrodiffusés (EBSD) qui peut, sous

certaines conditions, renseigner sur la microstructure de la zone observée (phase,

structure cristalline, taille de grains, désorientation des grains…). Chaque technique

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm


permet de caractériser le matériau à une échelle différente et avec une résolution

différente liée à l’appareillage utilisé. Nous allons donc réaliser un parallèle entre les

résultats obtenus à l’aide de ces trois techniques afin de mieux appréhender les

mécanismes de modification de la répartition d’yttrium.

6.2.1. Limites et observables

On rappelle ici les principales caractéristiques des différentes techniques.

La microsonde de Castaing permet de quantifier la teneur en différents éléments dans

un volume de 1 µm3 (correspondant au volume de la poire d’interaction dans une matrice

ferritique et pour une tension d’accélération de 20 kV). C’est une analyse chimique

quantitative.

La microscopie en transmission permet d’imager le matériau à fort grandissement en

s’affranchissant de la poire d’interaction ce qui permet la visualisation des renforts

nanométriques, des dislocations et des joints de grains. Il est possible de coupler ce

système à un système EDS (EDS Ŕ STEM), ce qui permet de déterminer les éléments

chimiques présents. La résolution latérale est alors de l’ordre du nanomètre.

Enfin, l’imagerie par EBSD permet d’obtenir une information cristallographique qui,

par comparaison avec des standards identifiés, permet de déterminer la phase présente

et son orientation cristalline. Sa résolution est de l’ordre de plusieurs dizaines de

nanomètres.

La répartition initiale des renforts dans le PM2000 est composée de particules d’une

taille allant de la dizaine à la centaine de nanomètres. Celles-ci sont observables par

microscopie électronique en transmission. Observé par microsonde, le métal de base ne

présente que de légères fluctuations du pourcentage massique d’yttrium mais la nature

nanométrique et discrète des renforts n’apparait pas du fait de la taille de la poire

d’interaction qui moyenne l’observation comme le représente la Figure 6.2.

Figure 6.2 : Schéma de la zone d’interaction entre un alliage ODS et un faisceau électronique (vue simplifiée)

6.2.2. Modification de la dispersion d’yttrium observée par microsonde

Malgré le faible pouvoir de résolution de la microsonde compte tenu de la taille des

renforts, nous avons noté dans le chapitre 4 des modifications de la répartition d’yttrium

et de titane par rapport au métal de base lorsqu’une recristallisation ou un passage par

la fusion avait eu lieu en cours de soudage.

Faisceau électronique

Poire

d’intéraction

Renforts

≈ 1 µm

- 134 -

L’observation d’une modification de la dispersion d’yttrium à l’échelle de la

microsonde signifie que des déplacements de particules sur une distance de plusieurs

microns ont eu lieu. En effet, une modification locale comme le regroupement de petites

particules ou leur coalescence ne seraient pas observées par microsonde du fait du

volume échantillonné comme le schématise la Figure 6.3.

Figure 6.3 : Schéma de différentes morphologies de répartitions des renforts donnant le même résultat de quantification lors d’une analyse par microsonde de Castaing

En conclusion, la microsonde ne garantit pas qu’aucune modification de la dispersion

des renforts n’a eu lieu à plus petite échelle. Ces modifications peuvent diminuer

localement la densité volumique en renfort (paramètre essentiel au mécanisme de

renforcement). L’analyse par microsonde ne permet pas non plus de statuer quant à la

structure des renforts après modification. Toutefois cette technique permet de

cartographier l’ensemble de la soudure, ce qui serait impossible actuellement par

microscopie électronique en transmission, avec un seul échantillon.

6.2.3. Caractérisation par EBSD

Une caractérisation par EBSD a été réalisée sur une zone frontière de zone fondue

afin de corréler ces caractéristiques avec celles obtenues par microsonde. La Figure 6.4

présente la cartographie en orientation de la phase ferrite et, pour cette même zone, les

répartitions en yttrium et en titane sur lesquels l’image EBSD en qualité d’image a été

superposée afin de mettre en évidence les joints de grains et les zones non indexées.

≈ 1 µm

Morphologie initiale Morphologie en amas Morphologie en

grain


Figure 6.4 : Caractérisation par EBSD (a) et répartition en yttrium (b) et en titane (c) d’une zone frontière d’une zone fondue avec superposition de la cartographie obtenue en qualité d’image par EBSD afin de mettre en évidence la position des grains et des

zones non indexées

D’un point de vue de la localisation, on observe que les zones enrichies en titane sont

principalement regroupées en périphérie de ZF proches de joints de grains. Considérant

la cartographie de l’yttrium, on note que des zones enrichies se trouvent dans la ZF sans

localisation particulière par rapport aux joints de grains. Pour les zones où une

recristallisation dynamique a eu lieu, la taille de grain est de l’ordre de 5 µm ce qui est

trop petit pour pouvoir être précisément superposé avec les observations de la

microsonde (nous n’avons donc pas pu distinguer si les zones de haute teneur en yttrium

ou en titane étaient localisées sur un joint de grains ou non).

D’un point de vue de la corrélation entre les deux techniques, on observe deux

situations :

Des zones de plusieurs micromètres apparaissent comme fortement enrichies en

yttrium ou en titane (teneur comprise entre 10 et 20 % en masse). Ces zones

n’apparaissent pas comme des zones spécifiques sur la cartographie EBSD ;

Des points ou des zones ne sont pas indexés comme une phase ferritique par EBSD

(et ceux notamment aux joints de grains) mais n’apparaissent pas comme des zones

spécifiques par microsonde.

Le fait de ne pas observer de zones spécifiques par EBSD signifie que la zone enrichie

en un élément (yttrium ou titane principalement) observée par microsonde ne correspond

pas à une morphologie en grain ou en amas de petits grains de même orientation

cristallographique. Il peut alors s’agir d’une morphologie en amas de grains

nanométriques sans orientation particulière et générant donc un bruit de fond. Seul le

signal de la matrice ferritique est alors identifié et indexé. Cependant, cela peut aussi

provenir de la méthode de détection des phases qui nécessite la connaissance des

structures cristallographiques des entités recherchées. Deux types d’oxydes ont été

recherchés : Y2O3 et TiO2. Seuls des points isolés (correspondant à quelques pixels) sont

apparus aux joints de grains et dans les grains lors de l’indexation de l’oxyde d’yttrium.

a b c Limite approximative de la ZF

ZF

Zone non

indéxée

- 136 -

Le TiO2 possède lui une structure trop proche de la ferrite pour le discriminer. De plus, il

a été montré que la structure de ces oxydes pouvait être modifiée par des sollicitations

thermomécaniques comme par exemple lors du soudage par FSW [63] ce qui rend très

complexe cette méthode de détection.

En conclusion, les modifications de la répartition des renforts observées par

microsonde dans les zones fondues et les zones recristallisées dynamiquement

correspondent à des modifications liées à des déplacements de particules sur une

distance supérieure à plusieurs microns. Les structures formées ne semblent pas être

liées au regroupement et à la coalescence de ces particules formant alors des grains

cristallisés de taille suffisamment importante pour être observés par EBSD. Afin

d’affiner les caractérisations par EBSD, il est nécessaire de connaitre la structure

cristallographique et donc la nature chimique des entités présentes. L’utilisation de la

microscopie électronique en transmission dans les zones modifiées devrait alors

permettre, par couplage avec des analyses EDS-STEM ou haute résolution, de connaitre

la structure des renforts après modification et de statuer sur le type de modification

obtenu lors du soudage. Pour prélever ces échantillons avec précision, l’utilisation d’un

appareillage de type dual beam est conseillée.

6.2.4. Caractérisation par MET

L’analyse d’une lame mince prélevée à l’interface soudée (Chapitre 5, paragraphe

5.5.1) a laissé apparaitre des différences avec le métal de base (augmentation de la taille

de certaines particules d’yttrium dans les zones à forte densité de dislocation) qui n’ont

pas été détectées par microsonde, ni par EBSD.

Cependant, afin de confirmer ces observations, il est nécessaire de réaliser plus de

caractérisations par cette méthode et notamment une analyse dans le métal de base afin

de vérifier que la technique de préparation ne modifie pas la structure initiale. En effet,

l’échantillon prélevé par dual beam possédait une épaisseur plus importante que ceux

utilisé pour l’analyse du métal de base et obtenue par méthode électrolytique. Les

images en champ clair obtenues par MET suite à ces deux méthodes de préparation sont

présentées sur la Figure 5.4.

Figure 6.5 : Image réalisée en champ clair par MET du PM2000 à l’état de réception préparé par polissage électrolytique (a) et au niveau de l’interface soudée préparée

par dual beam(b)

Il a donc été difficile de vérifier la présence d’aluminium dans les particules d’yttrium

(comme observé dans le métal de base) du fait que la matrice renvoyait un signal

important sur la présence d’aluminium. Enfin, cette méthode de prélèvement ne permet

Sens longitudinal

a b


d’observer des lames minces que d’une dizaine de microns de côté. Il est donc nécessaire

de multiplier les prélèvements le long de l’interface afin d’être bien représentatifs.

6.2.5. Discussion et perspective autour du mécanisme de modification de la

dispersion d’oxydes d’yttrium

Des modifications de la dispersion d’yttrium ont été observées par microsonde dans

les zones fondues et les zones recristallisées dynamiquement. Afin de mieux comprendre

le phénomène, un essai spécifique appelé essai SABLIER a été mis en place afin de

décorréler l’effet de la température et l’effet de la déformation. Cet essai est présenté en

Annexe 8. Il montre qu’aucune modification de la répartition des renforts n’est observée

par microsonde lorsque la température de 1300 °C était atteinte en cours de soudage et

ce sans déformation. Malheureusement, avec notre installation expérimentale

SOPRANO, il n’a pas été possible de reproduire les cycles mécaniques observés en cours

de soudage sur cette éprouvette.

Les modifications de la dispersion d’yttrium sont alors imputables soit à l’obtention de

températures supérieures à 1300 °C soit à la force appliquée qui engendre une

déformation en cours de soudage.

Les modifications de la dispersion des renforts ont été observées dans des zones où la

recristallisation dynamique a été observée et donc dans des zones où des déformations

importantes existent (voir chapitre 5). De plus, nous avons observé au niveau de

l’interface que des modifications de la structure des renforts pouvaient apparaitre dans

des zones de forte densité de dislocation, témoins d’un effet mécanique lié à une

déformation importante. On observe alors des oxydes d’yttrium de taille plus importante

que dans le matériau de base. Ces oxydes sont localisés sur des murs de dislocations ou

sous joints.

Comme indiqué dans le Chapitre 1, des modifications de la dispersion des oxydes ont

été observées sur d’autres alliages ODS lorsqu’une perte de cohérence avec la matrice

était réalisée suite à une transformation de phase et/ou une recristallisation. Certains

auteurs ont aussi proposé des mécanismes de regroupement d’oxydes dont le mouvement

est facilité par l’accumulation de dislocations (Chapitre 1, paragraphe 1.2.2.2).

Dans notre étude, il semblerait que les mouvements de dislocations, de joints de

grains ou de sous joints issus de la recristallisation modifient la nanostructure du

matériau. En effet, les petites particules semblent se regrouper puis coalescer et former

de particules de taille plus importante qui se localisent alors aux joints de grains ou sur

les murs de dislocations (phénomène observé à l’interface). Lorsque les zones

recristallisées sont de tailles plus importantes (zones localisées dans la gaine), des

mouvements de particules sur plusieurs micromètres sont observés (modification

observée par la microsonde). Cependant, les limites des techniques de caractérisation

utilisées dans cette étude restreignent la compréhension du phénomène. Le prélèvement

de lames minces dans différentes zones de la soudure où l’analyse d’éprouvettes ayant

subit des cycles thermomécaniques représentatifs des cycles de soudage permettraient

de mieux comprendre les mécanismes qui entraînent une modification de la répartition

de l’yttrium.

Enfin, les phénomènes de recristallisation dynamique dans l’alliage PM2000 KKL6

pourraient être étudiés en profondeur afin de mieux comprendre et de modéliser les

mécanismes à l’origine des modifications de la dispersion d’oxydes. La contribution de la

recristallisation dynamique continue, de la recristallisation dynamique discontinue et

des phénomènes de restauration dynamique [116] reste à étudier.

C’est pourquoi, afin d’identifier un critère lié à la température et à la déformation qui

pourrait indiquer si un risque de modification des renforts existe, des tests spécifiques

- 138 -

pourraient être mis en place comme des essais sur machine « Gleeble » (machine

permettant de reproduire des cycles thermomécaniques). Une autre solution pourrait

être de compléter le modèle mécanique de la simulation numérique en caractérisant les

propriétés des matériaux aux hautes températures et à grande vitesse de déformation

ainsi que les propriétés tribologiques. Le modèle mécanique pourrait alors être indicatif

des taux et des vitesses de déformation des différentes zones permettant ainsi d’établir

un critère lié au risque de modification de la répartition des renforts.

6.3. Ejections de matière et mécanismes

Rappelons que nous avons vu au Chapitre 5 (paragraphe 5.2) que l’éjection de matière

semblait être liée à une inhomogénéité circonférentielle inhérente à l’électrode ou au

système de serrage.

6.3.1. Causes possibles d’une inhomogénéité sur l’électrode

Par simulation numérique, nous avons montré qu’une modification des conditions

interfaciales entre les pièces et les électrodes pouvait engendrer une température

particulièrement élevée du point chaud proche de l’électrode (chapitre 3).

La modification des conditions interfaciales peut s’expliquer par une usure des

électrodes, par la présence d’un défaut sur celles-ci ou bien par un serrage de l’électrode

mal assuré ou inhomogène.

L’usure des électrodes entraînerait une modification générale des conditions

interfaciales et on observe d’ailleurs que la résistance électrique initiale (Rinit) diminue

lorsqu’on utilise des électrodes neuves. Or nous n’avons pas observé de diminution du

nombre d’occurrence des éjections de matière au voisinage des électrodes lors de

l’utilisation d’électrodes neuves (plan PM2000-2 comparé au plan PM2000-1).

Cependant, la différence dans la profondeur du chanfrein des électrodes utilisées lors de

ces deux plans (Figure 4.12) entraîne aussi une diminution de la longueur de gaine

dépassant effectivement de l’électrode, configuration favorisant l’apparition d’une

éjection de matière. L’usure générale des électrodes quoi que évidement fondamentale

dans les caractéristiques de l’interface pièces-électrode, ne semble pas pouvoir expliquer

le phénomène.

Un serrage inhomogène ou un défaut sur l’électrode (encoche, défaut d’usinage, usure

localisée, impuretés chimiques surfacique) semble donc pouvoir expliquer l’augmentation

de température des points chauds proche de l’électrode. Cette théorie est étayée par le

fait que pour une série d’essais réalisés avec un même jeu d’électrode, les éjections de

matière sont très majoritairement observée dans une même zone au regard de la position

des électrodes.

Enfin, il serait nécessaire de s’assurer que la géométrie de la tête de soudage ne crée

pas une zone préférentielle au passage du courant qui pourrait entraîner une

inhomogénéité de la densité de courant le long de la circonférence. Des mesures de

potentiel le long de la circonférence de l’électrode peuvent alors êtres mise en place afin

d’évaluer les disparités de potentiel électrique et ensuite d’évaluer les disparités

thermiques par simulation numérique. Cette méthodologie se rapproche alors de celle

utilisée par Kerstens et Richardson en 2008 [110] (Chapitre 3, paragraphe 3.1.3).

6.3.2. Explication des effets des paramètres opératoires

Les éjections de matière situées dans le bouchon apparaissent principalement lorsque

l’énergie électrique est élevée. Par simulation numérique, on observe aussi que la


température du point chaud est plus élevée lorsque l’énergie électrique dissipée (Efin) est

grande.

L’effet de Efin n’a pas été observé pour les éjections de matière localisées au voisinage

de l’électrode enserrant la gaine. Elles ont été observées aussi bien pour des énergies

électriques dissipées faibles qu’élevées. Cependant, nous avons vu qu’une dissymétrie

thermique existait entre la gaine et le bouchon. La chaleur générée dans la gaine

s’additionne à la chaleur générée par la constriction du courant au niveau de l’électrode

et le phénomène d’éjection de matière dans la gaine est donc observé pour de plus faibles

énergies électriques dissipées que pour les éjections observées dans le bouchon. Ce

phénomène est schématisé sur la Figure 6.6

Figure 6.6 : Schéma d’addition des sources de chaleur menant à l’éjection de matière dans la gaine

Ce phénomène permet aussi d’expliquer qu’un nombre plus faible d’éjections de

matière est observé pour Lg = 0,8 mm. En effet, nous avons vu au chapitre 4 que lorsque

Lg est au niveau bas, l’affaissement était retardé. De plus, la température dans la partie

de gaine dépassant de l’électrode au moment de l’affaissement est plus élevée que pour

Lg = 0,8 mm. La chaleur générée proche de l’électrode s’additionne alors avec la chaleur

générée dans la gaine de manière plus importante lorsque Lg est au niveau bas ce qui

engendre un échauffement plus important qui se traduit par un nombre plus élevé

d’éjection de matière. Nous avons observé la même tendance sur l’effet de Fs.

Fs et Lg sont les deux paramètres qui ont le plus d’effet sur la température de la gaine

lors de l’affaissement (Chapitre 4, paragraphe 4.3.3.4). Ces deux paramètres sont aussi

les deux seuls pour lesquels nous avons observé un effet sur les éjections de matière au

voisinage de l’électrode enserrant la gaine. Il semble donc probable que, sans en être la

cause principale, une température élevée dans la gaine au moment de l’affaissement,

favorise l’apparition d’une éjection de matière au voisinage de l’électrode.

Cependant, même si pour Lg = 0,8 mm, les éjections de matière sont moins

nombreuses, des zones fondues sont observées proche des électrodes (Chapitre 5,

paragraphe 5.3) ce qui montre bien que le point particulièrement chaud est toujours

présent dans cette configuration mais que l’éjection de matière est majoritairement

évitée. Ceci peut être lié au fait que la matière fondue est mieux confinée du fait d’un

plus grand volume de matière solide qui l’entoure.

6.3.3. Voie d’optimisation

Dans un premier temps, nous avons essayé de réaliser une optimisation au sein de la

plage de paramètres opératoires testés lors des plans d’expériences.

Dans le chapitre 5, nous avions vu que Fs et Lg au niveau haut semblait être une

configuration favorable pour éviter la présence d’une éjection de matière sur PM2000.

Nous n’avions pas observé d’influence de Is ou de ts. Afin de limiter le risque d’éjection de

matière côté gaine, vers l’intérieur du contact, Is est fixé au niveau haut. ts est fixé au

niveau bas afin de limiter Efin et donc de limiter l’éjection de matière dans le bouchon. Le

+

- 140 -

jeu d’électrodes ne possédant pas de chanfrein (jeu d’électrodes utilisé lors du plan

PM2000-2) est utilisé puisque cela permet de chasser les éventuelles zones fondues et

zones recristallisées vers le bourrelet externe (Chapitre 5, paragraphe 5.7.2). Cet essai

réalisé lors du plan PM2000-2 (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2600 N ; 18 kA ; 10 ms ; 0,8 mm) n’avait

montré ni zone fondue, ni défaut de compacité mais avait montré une modification de la

répartition des renforts à l’échelle de la microsonde localisée proche du bourrelet

extérieur.

Sur cinq essais réalisés avec ces paramètres, une éjections de matière au voisinage de

l’électrode enserrant la gaine a été observée (cavité débouchante). Ce taux de défaut n’est

évidement pas acceptable.

Dans le plan d’expériences et avec le système d’électrodes utilisé, il semble donc

particulièrement complexe de déterminer un point optimisé pour le PM2000 (ne

présentant ni défaut de compacité ni modification de la répartition d’yttrium observée à

l’échelle de la microsonde). Il est donc nécessaire d’évoquer des optimisations hors de la

zone étudiée dans le plan d’expérience. Ces possibilités sont discutées au paragraphe 6.4.

Cependant, il est très important de noter que la présence d’éjections de matière,

phénomène très localisé, peuvent et semblent être principalement du à une

inhomogénéité sur le système d’électrodes ou sur le système de serrage. L’utilisation

d’électrode ou d’un système de serrage optimisé pourrait alors permettre d’éviter ces

phénomènes et alors d’achever une soudure sans défaut de compacité ni modification de

la répartition d’yttrium au sein même de la plage considérée dans les plans d’expérience.

Des voies d’optimisation du système d’électrodes sont proposées au paragraphe 6.4.3.

Enfin, nous avons observé que le Kanthal APM semblait moins sensible aux

phénomènes d’éjections de matière que le PM2000. Il peut donc être intéressant de

mieux comprendre cette différence afin peut être de réaliser des préconisations sur la

gamme de fabrication des alliages ODS afin d’améliorer leur soudabilité par ce procédé.

6.4. Voie d’optimisation hors des plans d’expériences

Nous avons vu que du fait de la présence d’éjections de matière proches des

électrodes, nous n’avons pas pu déterminer un point dans la plage de paramètres étudiés

lors des plans d’expériences. Nous avons au mieux trouvé des points préférentiels

satisfaisant un certain nombre de critères.

Il est donc nécessaire d’évoquer des pistes pour l’optimisation hors de la plage de

paramètres opératoires testés lors des plans d’expériences.

6.4.1. Optimisation des paramètres opératoires, comparaison à l’existant

Dans un premier temps, il est nécessaire de réfléchir à une optimisation des

paramètres opératoires en dehors de la plage testée lors des plans d’expériences

(Tableau 2.3). Pour cela nous comparons nos résultats avec ceux obtenus dans d’autres

études.

Nous rappelons sur la Figure 6.7 les macrographies de soudures sur alliages ODS

présentées par trois équipes différentes [55, 56, 75-78] (Chapitre 1, paragraphe 1.5.3).


Figure 6.7 : Macrographie de soudure sur alliage ODS réalisé par trois équipes différentes [56, 78, 80]

Les paramètres opératoires Is et ts utilisés par l’équipe japonaise de JNC, pour le

soudage d’alliage 9Cr-ODS (Is = 16 kA, ts = 16 ms), sont proches de ceux utilisés dans

notre étude alors même que la section de leur gaine est deux fois plus faible. La force

appliquée est elle bien plus importante (7000 N, environ un facteur 3). Cependant, la

géométrie de la gaine et du bouchon ainsi que la longueur de gaine dépassant de

l’électrode ne sont pas renseignées dans ces articles. On observe pour la macrographie

communiquée une pénétration de la gaine dans le bouchon bien plus marquée que celle

que nous observons. De plus, il est possible qu’un cycle de courant de pré-soudage ait été

utilisé. Une augmentation de la force de soudage associée à une énergie électrique plus

importante peut donc aussi être une voie intéressante. Nous avons pour notre part été

limité en force par les limites de pression accessibles sur notre installation.

Comparée aux essais réalisés par l’équipe Belge du CEN/SCK, la plage opératoire

utilisée est légèrement différente (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (900 N ; 12 à 15 kA ; 20 ms ; 0,4 à

1 mm) mais là encore la section de la gaine est plus faible (6,75 mm² contre 16,5 mm²) et

les teneurs en chrome des matériaux soudés sont différentes (alliage ODS à 13 % de

chrome). Malgré tout, les déformations observées sur les macrographies sont proches et

cela provient principalement du fait que les géométries utilisées dans les deux études

sont semblables en termes de Lg, d’angle du chanfrein sur le bouchon et la gaine mais

aussi de géométrie de l’électrode (électrode chanfreiné). Cette comparaison permet de

montrer encore une fois la prédominance des facteurs géométriques dans les

phénomènes thermiques et mécaniques observés en cours de soudage.

Comparé aux essais réalisés par l’équipe américaine du centre d’Idaho, la plage

opératoire présente des temps de soudage plus long (33 ms) , une force de soudage plus

importante (environ 4500 N) ainsi qu’une longueur de gaine dépassant de l’électrode plus

importante (1,27 mm). La section de la gaine est là encore plus faible (9,5 mm² contre

16,5 mm²) et les matériaux différents (alliage ODS à 14 % de chrome). Du fait de la

longueur de gaine dépassant de l’électrode plus importante, on retrouve une déformation

de la gaine plus importante notamment vers le bourrelet externe. Le bouchon semble

JNC (Japon) Idaho (USA) CEN/SCK (Belgique)

- 142 -

aussi plus affecté par la déformation ce qui peut provenir du temps de soudage plus long

comme nous l’avons montré au chapitre 4.

Nous avons vu que lorsque l’affaissement augmentait, il était possible de chasser vers

les bourrelets internes et externes les éventuelles zones fondues. Nous avons aussi

évoqué la possibilité qu’un affaissement suffisamment important pourrait refermer les

éventuelles éjections de matière. L’augmentation de l’affaissement peut être réalisé par

une augmentation de l’énergie électrique qui cependant devra être compensée par une

force plus importante afin d’éviter toute ouverture du contact électrique (formation d’un

arc électrique). Cependant, de telles déformations pourraient conduire à une

modification de la répartition des renforts du fait de la recristallisation dynamique qui a

lieu. Un temps de soudage plus long (supérieur à 15 ms) peut aussi être utilisé ce qui

peut cependant limiter la reproductibilité des soudures d’après l’étude du CEN/SCK.

Il est cependant difficile de comparer notre étude aux autres études du fait de la

différence dans les géométries et les matériaux étudiés. De plus, ces études se sont

principalement intéressées aux propriétés mécaniques des soudures alors que nous nous

sommes principalement intéressé aux propriétés métallurgiques et la comparaison ne

peut alors se faire que sur les déformées.

6.4.2. Optimisation de la géométrie du chanfrein

Une solution pour limiter la température des points les plus chauds peut consister en

une diminution importante de Efin. Cependant, nous avons vu que lorsque Efin était trop

faible, nous n’avons pas pu achever le soudage sur l’ensemble du joint soudé. Le manque

de soudage observé sur l’extérieur de la gaine est dû à l’ouverture du contact du fait du

glissement de la gaine le long du chanfrein du bouchon ou du fait de températures plus

faibles atteintes dans cette zone.

Afin de limiter le glissement de la gaine mais aussi limiter la différence de

température le long du contact, l’angle du chanfrein entre pièces a été diminué à une

valeur de 20 °. Nous avons essayé d’aller plus loin dans l’optimisation du soudage sur

l’extérieur du joint en réalisant une géométrie de chanfrein (appelée géométrie double

chanfrein) qui augmente l’effet joule sur l’extérieur du joint en réduisant la surface de

contact initial à l’aide d’un usinage particulier. Les différentes géométries testées sont

illustrées sur la Figure 6.8.

Figure 6.8 : Dimensions de différentes géométries de contact étudiées dans le but d’éviter le manque de soudage sur l’extérieur du joint

Chanfrein à 45 °, Référence Chanfrein à 20 ° Double chanfrein

20 °

30 °

0,2 mm

20 ° 45 °

0,5 mm


La Figure 6.9 présente pour deux jeux de paramètres opératoires, les macrographies

obtenues avec un angle de 20 ° et avec un angle de 45 °.

Figure 6.9 : Comparaison de macrographies réalisées sur Kanthal APM pour deux jeux de paramètres opératoires et pour deux angles de chanfrein différents

On observe pour l’angle de 45 ° une tendance plus importante à un glissement

généralisé de la gaine vers l’extérieur. Pour un angle de 20 °, la répartition entre la

déformation vers l’intérieur et vers l’extérieur est plus équilibrée. La matière semble

aussi plus chassée vers les bourrelets dans le cas de l’angle de 20 °. Enfin, les soudures

obtenues semblent aussi avoir des interfaces plus continues et le bouchon est déformé.

L’angle de 20 ° diminue donc bien le glissement de la gaine et semble aussi produire

une température plus importante sur l’extérieur puisque le bouchon est déformé dans le

cas de l’angle de 20 ° et non dans le cas de l’angle de 45 °. De plus, on observe sur

l’extérieur du joint un manque de soudage pour l’angle de 45 ° qui n’est pas observé pour

l’angle de 20 °.

L’angle de 20 ° semble donc favorable pour éviter le manque de soudage à l’extérieur

du joint, phénomène qui était limitant pour diminuer Efin dans le cas de l’angle à 45 °.

La configuration avec un angle de 20 ° semble donc permettre de réaliser des soudures

de bonne compacité avec une énergie plus faible.

Enfin il est à noter que, pour un Lg donné, l’angle de 20 ° augmente le Lg effectif de

320 µm par rapport à l’angle de 45 ° comme l’illustre la Figure 2.9. Cet écart peut aussi

engendrer une partie des différences observées entre les deux configurations.

2600 N; 16 kA; 10 ms; 0,2 mm

2600 N; 16 kA; 10 ms; 0,8 mm

Angle de 45 ° Angle de 20 °

- 144 -

Figure 6.10 : Différence de Lg effectif pour deux valeurs d’angle de chanfrein

L’étude de la géométrie double chanfrein a fait l’objet d’un stage de fin d’étude d’école

d’ingénieur (T LEPILLET - 2011). Les résultats ont montré que l’augmentation de

constriction initiale permet effectivement de réaliser un chauffage accru sur l’extérieur

du joint et de limiter les défauts de compacité. Cette tendance est en partie illustrée par

la Figure 6.11 présentant des soudures réalisées avec ces différentes géométries mais

aussi avec différents paramètres opératoires.

Figure 6.11 : Comparaison de macrographies réalisées après soudage sur Kanthal APM et pour les différentes géométries de contact (45 ° ; 20 ° ; double

chanfrein)

Pour la géométrie double chanfrein, on observe que la gaine pénètre plus loin dans le

bouchon et que l’interface n’est plus visible. La continuité de l’interface est comparable à

celle observée pour l’angle à 20 ° sur Figure 6.9. Pour certains essais avec cette

géométrie, il a été observé une perte d’alignement entre la gaine et le bouchon,

phénomène qui n’a pas été observé sur les autres géométries. Cette géométrie peut

cependant être intéressante mais nécessite de plus amples développements et

notamment une optimisation la longueur du contact initial afin d’éviter la perte

d’alignement tout en conservant la bonne homogénéité de la soudure finale.

Ces différentes études ont été réalisées sur Kanthal APM (20Cr-non ODS). Il sera

donc nécessaire de vérifier leurs transpositions aux cas des alliages ODS afin de

contrôler les éventuelles modifications de la répartition des renforts.

2600 N; 12 kA; 15 ms; 0,5 mm

Géométrie double chanfrein

2600 N; 12 kA; 15 ms; 0,8 mm

Chanfrein à 45 °

2600 N; 12 kA; 10 ms; 0,8 mm

Chanfrein à 20 °

Lg

Lg effectif 20°

Lg

Lg effectif 45°

Chanfrein 45° Chanfrein 20°


Initialement, l’angle du chanfrein à 45 ° avait été choisi suite au retour d’expériences

du CEN/SCK (voir chapitre 1). Cette géométrie peut cependant être optimisée et

notamment avec la réduction de l’angle du chanfrein jusqu’à un angle de 20 ° comme

nous l’avons montré dans cette étude. Le facteur géométrique étant le facteur pilotant le

procédé (chapitre 4), l’optimisation de la géométrie du chanfrein est une voie

d’optimisation prometteuse.

6.4.3. Optimisation du système d’électrode

Une optimisation de la géométrie des électrodes peut aussi être réalisée. Le CEN/SCK

avait rapporté que la réalisation d’un chanfrein sur l’électrode permettait d’améliorer la

qualité de la soudure, sans pour autant préciser son effet [75]. Nous avons trouvé qu’il

valait mieux éviter la présence du chanfrein et ce dans le but de chasser les éventuelles

ZF vers le bourrelet extérieur. Enfin, il est à noter que l’optimisation de la géométrie de

l’électrode peut aussi être réalisée comme dans le cas du soudage USW (Upset Shape

Welding) afin de conserver une taille de bourrelet externe acceptable sans nécessité un

usinage ultérieur [67] (Chapitre 1, paragraphe 1.4.2).

La température atteinte par le point chaud proche de l’électrode est, d’après la

simulation numérique, fortement dépendant des conditions interfaciales entre la pièce et

l’électrode. L’électrode peut donc aussi être optimisée dans le but de réduire la

température du point chaud proche de l’électrode et d’éviter ainsi les zones fondues ou

les éjections de matière.

Nous avons souhaité modifier l’état de l’interface entre les pièces et les électrodes. A

cette fin, nous avons réalisé sur la face interne des électrodes un dépôt par PVD d’une

couche de 100 nm de molybdène (conductivité électrique à 20 °C = 18,7×106 S.m-1 ;

conductivité thermique à 20 °C = 138 W.m-1.K-1).

La mesure de résistance entre les mors pour un des essais de caractérisation réalisés

sur Kanthal APM est comparée sur la Figure 6.8 avec le même essai réalisé avec une

électrode sans dépôt.

Figure 6.12 : Comparaison de la résistance électrique entre les mors en fonction du temps pour deux jeux d’électrodes différents (avec ou sans dépôt de Mo)

On observe une diminution de la résistance électrique mesurée traduisant bien une

diminution de la RCE p-e initiale (diminution de 40 % environ) suite au dépôt réalisé. Au

fur et à mesure du temps, la différence entre les deux configurations diminue

probablement du fait du chauffage de l’interface qui lisse les différences.

0,00E+00

2,00E-04

4,00E-04

6,00E-04

8,00E-04

1,00E-03

1,20E-03

0 0,002 0,004 0,006 0,008 0,01 0,012 0,014

Résis

tance e

ntre le

s m

ors

( O

hm

)

Temps ( s )

(2200 N ; 14000 A; 13 ms; 0,5 mm)

Sans dépôt Avec dépöt

- 146 -

La diminution de la RCE p-e traduit une modification de l’état de l’interface.

Cependant, cela ne signifie pas pour autant que la RCT p-e (montrée comme influente

sur le point chaud proche de l’électrode) a diminué. De plus, au cours des quelques essais

réalisés avec ce système d’électrodes, nous avons observé visuellement une dégradation

rapide du dépôt qui pourrait donc perdre ses propriétés. Cependant, le matériau de

dépôt, son épaisseur, ainsi que la méthode de dépôt pourrait être grandement optimisés.

De plus, cette étude devra être menée sur un plus grand nombre d’essais et transposer

aux alliages ODS pour connaitre l’effet de ce dépôt sur les éjections de matière ainsi que

sur les modifications de la répartition des renforts.

Au lieu de limiter le point chaud proche de l’électrode, une autre solution consiste à

éloigner plus encore l’électrode de la zone soudée. Cependant, nous avons vu que plus Lg

était grand et plus la gaine se déformait et glissait du fait des températures importantes

atteintes par la partie de gaine dépassant de l’électrode. Une solution pourrait consister

en un découplage des fonctionnalités électriques (amenée du courant) et thermiques

(refroidissement des pièces) des électrodes. L’amenée du courant pourrait se faire plus

loin de la soudure tandis qu’un second système permettrait de refroidir la partie de gaine

dépassant de l’électrode afin de conserver des Lg proches de ceux étudiés lors du plan

d’expérience (entre 0,2 mm et 0,8 mm). Le schéma d’un tel système est proposé ci-

dessous.

Figure 6.13 : Schéma de principe d’un système d’électrodes permettant de séparer la fonctionnalité thermique et la fonctionnalité électrique

L’avantage d’un tel système serait que le point chaud formé proche de l’électrode se

trouverait a priori mieux refroidi. Cependant, ce système hypothétique nécessite un

développement important notamment en ce qui concerne l’isolement électrique de la

partie assurant la fonction thermique. La simulation numérique pourrait cependant

aider dans le dimensionnement d’un tel système.

6.4.4. Optimisation du cycle de courant

Les zones fondues ainsi que les éjections de matière sont deux phénomènes localisés

dans la circonférence. Afin de tenter d’améliorer l’homogénéité circonférentielle mais

aussi la reproductibilité des soudures, nous avons réalisé des soudures sur Kanthal APM

avec différents cycles de courant afin d’avoir une étape de pré-soudage. Deux cycles de

pré-soudage ont été testés :

Impulsion de courant (5 kA pendant 5 ms) précédent le cycle de soudage (délai de

0,1 à 1 seconde) ;

Cycle de préchauffage (3,8 kA pendant 100 ms) suivi immédiatement du cycle de

soudage.

Pour chaque cycle, deux essais ont été réalisés. Les mesures du déplacement et de la

résistance entre les mors (moyenne sur les deux essais) pour ces deux configurations et

en l’absence de cycle de préchauffage (référence) sont montrées sur la Figure 6.14.

Zone de constriction du courant

Fonction électrique Fonction thermique Lg


Figure 6.14 : Comparaison de la résistance électrique et du déplacement en fonction du temps pour différent cycles de courant de pré soudage

Au niveau des mesures en cours de soudage, nous avons montré qu’une impulsion de

courant permettait de réduire la résistance électrique initiale entre les mors mais ne

modifiait pas le déplacement mesuré au cours du temps. En revanche, un cycle de

préchauffage permettait de réduire la résistance électrique initiale et de modifier le

déplacement mesuré en fonction du temps.

En plus de la diminution de la résistance initiale, nous avons observé qu’un cycle de

pré soudage semble permettre une meilleure reproductibilité de la mesure de résistance

au cours du temps ce qui peut traduire une meilleure reproductibilité du procédé.

Cependant, il sera nécessaire de vérifier ce phénomène sur un plus grand nombre

d’essais et sur un plus grand nombre d’observables.

Pour chacune des configurations (impulsion de courant, cycle de préchauffage et

référence) un des deux essais a laissé apparaitre une éjection de matière localisée proche

de l’électrode enserrant la gaine et ce au même point de la circonférence par rapport à

l’électrode (phénomène observé aussi lors du plan PM2000-2, voir Chapitre 5,

paragraphe 5.2.3). Ceci montre que le cycle de préchauffage n’améliore pas la situation

d’un point de vue de cette observable.

Les analyses macrographiques de ces soudures n’ont pas montré l’effet de l’impulsion

de courant. En revanche, la soudure obtenue avec le cycle de préchauffage montre un

caractère particulier comme présenté sur la Figure 6.15

Figure 6.15 : Comparaison des macrographies des soudures avec et sans cycle de préchauffage pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2200 N ; 14 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)

Cycle de préchauffage Référence

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0E+00

2E-04

4E-04

6E-04

8E-04

1E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Résis

tance e

ntre le

s é

lect

rodes

( O

hm

)

Temps ( s )(2200N; 14000A; 13ms; 0,5mm)

Impulsion de courant Cycle préchauffage Référence

Déplacement

Résistance

- 148 -

On observe que pour la soudure réalisée avec un cycle de préchauffage, l’interface est

plus continue et on observe une déformation plus importante du bouchon (possible

corrélation avec l’observation d’un second affaissement). Cette solution peut donc aussi

être utilisée pour améliorer la continuité de l’interface soudée ainsi que le forgeage côté

bouchon.

En conclusion, le cycle de pré-soudage semble permettre d’améliorer la

reproductibilité mais pas l’homogénéité circonférentielle. Un cycle de pré-chauffage

permet d’améliorer l’état de l’interface soudée et le forgeage du bouchon pour une énergie

électrique dissipée au cours du cycle de soudage identique. Cependant, l’énergie totale

dissipée est évidement plus importante puisque 500 J sont dissipés au cours du cycle de

pré-soudage puis 450 J lors du cycle de soudage. Ces résultats restent à vérifier sur un

alliage ODS.

6.4.5. Conclusion

Une première voie d’optimisation pourrait consister en une augmentation de

l’affaissement en augmentant par exemple l’énergie électrique de soudage ce qui

permettrait de chasser les éventuelles ZF et zones de recristallisation vers les bourrelets

externes comme nous l’avons montré aux chapitres 4 et 5.

Nous avons aussi vu qu’il était possible de diminuer la limite basse en énergie tout en

évitant le manque de soudage à l’interface en optimisant la surface de contact et

notamment par l’utilisation d’un chanfrein à 20 °. De plus, cette configuration modifie le

mécanisme de déformation de la gaine. La matière semble chassée de façon plus

équilibrée entre le bourrelet interne et externe ce qui, comme nous l’avons vu, permet de

chasser les éventuelles zones fondues vers les bourrelets externes. L’utilisation d’un

angle à 20 ° est donc préconisée.

L’optimisation du système d’électrodes et du système de serrage peut aussi être une

voie d’optimisation intéressante au regard des problématiques liées à l’existence

d’éjection de matière. Cependant, la mise en place de telles solutions nécessite un

développement technologique important. Nous n’avons pas pu le mettre en place sur un

nombre d’essais suffisamment important et surtout le tester sur l’alliage ODS.

L’optimisation du cycle du courant avec la réalisation d’un cycle de préchauffage est

une voie intéressante pour l’amélioration de la continuité de l’interface soudée ainsi que

pour la reproductibilité. Là encore, cette voie d’optimisation nécessite de plus amples

caractérisations et notamment un nombre plus important d’essais afin de confirmer

l’amélioration de la reproductibilité.

6.5. Application à l’alliage 9Cr-ODS.

Les alliages 20Cr ont permis de mener une première étude de la soudabilité des

alliages ODS par le procédé de soudage par résistance pour une géométrie représentative

d’un gainage combustible d’un réacteur à neutron rapide de 4eme génération.

Or, les alliages à 20Cr-ODS ne font pas partie des candidats potentiels pour la

fabrication des gainages combustibles en alliage ODS. Actuellement deux familles sont

candidates : la famille des alliages 14Cr et la famille des alliages 9Cr. Cependant, ces

deux familles de matériaux n’étant plus fabriquées au niveau industriel, nous n’avons

pas pu mener une campagne de caractérisation aussi importante que sur l’alliage

commercial PM2000.

Nous avons cependant pu mettre en place un nombre ciblé d’essais sur des

éprouvettes représentatives d’un gainage combustible en alliage 9Cr-ODS. La gamme de

fabrication de ce matériau ainsi que les dimensions géométriques de ces éprouvettes


peuvent être trouvées dans l’Annexe 1. 16 essais ont été réalisés selon la méthode d’un

plan d’expérience complet. La plage de paramètres opératoires étudiée est reportée dans

le Tableau 2.3.

Paramètres opératoires

Fs (N) Is (kA) ts (ms) Lg (mm)

Niveaux -1 +1 -1 +1 -1 +1 -1 +1

Valeurs 1800 2600 15 17 10 15 0,2 0,8

Tableau 6.1 : Plage de paramètres opératoires étudiée pour l’alliage 9Cr-ODS

En corrélation avec l’étude sur les voies d’optimisation, les éprouvettes sur 9Cr-ODS

ont été réalisées avec un angle de chanfrein de 20 °.

Les macrographies typiques des soudures, la caractérisation de la répartition en

éléments de renfort (yttrium et titane) ainsi que les éjections de matière rencontrées au

cours de ce plan d’expérience sont reportées dans la suite. Un point de fonctionnement

préférentiel est ensuite établi avant de discuter de la comparaison des caractéristiques

métallurgiques des soudures entre l’alliage 9Cr-ODS et l’alliage 20Cr-ODS.

6.5.1. Macrographies des soudures

Sur la Figure 6.16, on illustre les macrographies typiques obtenues sur l’alliage

9Cr-ODS.

Figure 6.16 : Macrographies typiques obtenues après attaque métallographique sur soudures en 9Cr-ODS

Dans un premier temps, on observe que la taille de grains de l’alliage 9Cr-ODS est

beaucoup plus faible (grains micrométriques) que celle du PM2000 KKL6 (grains

millimétriques). Cette différence cruciale rend difficile la comparaison des

microstructures après soudage de ces deux matériaux.

Sur la macrographie (a), on retrouve la présence d’un manque de soudage sur

l’ensemble du joint soudé avec la présence de porosités à l’interface. Ce manque de

soudage a été observé lorsque l’énergie électrique était faible et contrairement au

PM2000, celui-ci est toujours observé sur l’ensemble du joint soudé et non sur la partie

extérieure du joint uniquement. L’alliage 9Cr-ODS ainsi que l’utilisation d’un angle de

chanfrein à 20 ° est donc bénéfique pour l’homogénéité le long du joint soudé puisque

lorsque la soudure n’est pas réalisée, celle-ci n’est pas réalisée sur l’ensemble du joint et

inversement.

a c b 2600 N

15 kA

10 ms

0,8 mm

2600 N

15 kA

15 ms

0,2 mm

2600 N

17 kA

15 ms

0,8 mm

Efin = 317 J

Aff. = 143 µm

Efin = 408 J

Aff. = 200 µm

Efin = 484 J

Aff. = 858 µm

- 150 -

Sur la macrographie (b), on n’observe pas la présence de porosités mais l’interface

entre les deux pièces est toujours visible après soudage contrairement au cas de la

macrographie présentée en (c) où elle est très atténuée. Cette trace peut, comme dans le

cas du PM2000, être liée à la présence de très petits grains à l’interface. Des analyses

par EBSD pourront être mises en place afin d’identifier la microstructure.

A l’échelle de la microscopie optique, nous n’avons pas identifié la présence de zones

recristallisées dynamiquement en dehors de l’interface, sur aucune des soudures

réalisées. Cependant, cela peut provenir du fait que la taille de grain étant initialement

micrométrique, nous n’avons pas pu distinguer une zone recristallisée d’une zone dont

les grains ont simplement été déformés. Par ailleurs, aucune microstructure témoignant

du passage en zone fondue n’a été observée, même dans les bourrelets internes et

externes.

Enfin, on observe que les déformées rappellent fortement les déformées obtenues sur

l’alliage Kanthal APM pour un angle de 20 ° (Figure 6.9) avec un bon équilibre entre la

matière chassée vers le bourrelet interne et le bourrelet externe. La comparaison des

déformées obtenues sur Kanthal APM et sur 9Cr-ODS pour différents jeux de

paramètres opératoires sont présentés en Annexe 10 et montrent que même si les

mécanismes de déformations sont proches, les déformations sont plus importantes sur

Kanthal APM que sur 9Cr-ODS malgré un courant inférieur de 1 kA pour le Kanthal

APM.

On retiendra cependant que contrairement au PM2000, nous avons montré que,

notamment pour des énergies élevées, il était possible de faire disparaitre la trace de

l’interface observée entre les deux pièces après soudage sur les macrographies après

attaque. Cependant, nous ne pouvons connaitre actuellement l’effet de cette différence

sur les propriétés mécaniques finales de la soudure.

6.5.2. Modification de la répartition des renforts

Comme sur PM2000, nous avons observé des modifications de la répartition des

renforts sur alliage 9Cr-ODS à l’échelle de la microsonde pour certaines soudures. La

Figure 6.17 illustre une soudure typique présentant une modification de la répartition

des renforts.

Figure 6.17 : Macrographie après attaque (a), répartitions du titane (b) et de l’yttrium (c) obtenues par microsonde de Castaing pour une soudure présentant une

modification de la répartition des renforts (entouré en rouge)

On observe que la zone de modification de la répartition des renforts (entouré en

rouge) s’étend depuis le contact entre la pièce et l’électrode jusqu’au bourrelet interne

tout comme nous l’avions observé sur PM2000. Cependant, et contrairement au PM2000,

la taille des grains ne semble pas modifiée dans les zones ou une modification de la

a c b 2600 N

15 kA

15 ms

0,2 mm

Efin = 408 J

Aff. = 200 µm

% massique de Ti % massique de Y c

0 %

3,5 %

0 %

2,5 %


répartition des renforts est visible et seule leur forme semble modifiée du fait de la

déformation. Là encore, des caractérisations par EBSD devraient permettre de préciser

la microstructure de ces zones.

La majorité des zones modifiées observées sont localisées comme illustré par la Figure

6.17. Cependant, certaines modifications ont été observées uniquement proche du

contact avec l’électrode. Sur l’alliage 9Cr-ODS et pour un angle de 20°, on retrouve donc

des modifications de la répartition des renforts dans les zones de macroconstriction du

courant comme représenté sur la Figure 6.1.

6.5.3. Ejection de matière

Des éjections de matière ont aussi été observées sur 9Cr-ODS (7 essais sur 16). Là

encore, celle-ci sont localisées au niveau des macroconstrictions de courant comme

l’illustre la Figure 6.18.

Figure 6.18 : Macrographies après attaque de soudures réalisées sur 9CR-ODS présentant des éjections de matière typiques

Comme sur PM2000, on retrouve des éjections de matière localisées au niveau des

points chauds créés par la constriction de courant. L’éjection de matière peut dans

certains cas (comme le cas (c)) faire le lien entre ces deux points chauds.

Tout comme sur PM2000, lorsqu’une éjection de matière est observée, seule une des

deux faces observées (face en opposée) est affectée. Montrant encore une fois

l’inhomogénéité circonférentielle de cet observable.

6.5.4. Paramètres opératoires et point préférentiel

L’affaissement final mesuré en fonction de l’énergie finale pour l’ensemble des essais

réalisé sur 9Cr-ODS est représenté sur la Figure 6.19. Les caractéristiques de ces

soudures en termes de modifications de la répartition d’yttrium ou d’éjections de matière

sont reportées sur ce graphique.

a c b 1800 N

17 kA

15 ms

0,8 mm

Efin = 561 J

Aff. = 689 µm

c 1800 N

15 kA

10 ms

0,8 mm

Efin = 344 J

Aff. = 51 µm

Efin = 310 J

Aff. = 113 µm

1800 N

15 kA

10 ms

0,2 mm

Ejection au voisinage de

l’électrode

Ejection au voisinage

de l’intérieur du contact

Ejection reliant les

deux points chauds

- 152 -

Figure 6.19 : Affaissement en fonction de l’énergie finale pour les essais réalisés sur 9Cr-ODS avec mise en évidence des caractéristiques des soudures

Sur 9Cr-ODS, les éjections de matière situées au voisinage de l’électrode sont

observées pour les énergies électriques les plus élevées. Lorsque l’énergie est basse et

que Lg est au niveau haut, on observe une éjection de matière à l’intérieur du fait d’une

constriction de courant importante et d’un affaissement trop faible pour fermer l’éjection

de matière. Enfin pour une énergie faible et un Lg au niveau bas, l’éjection traverse la

gaine et relie les deux points chauds.

Une soudure présente une absence d’éjection de matière et une absence de

modification d’yttrium sur les deux faces observées. Cette soudure présente

l’affaissement le plus important et a été réalisée pour les paramètres opératoires

(Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2600 N ; 17 kA ; 15 ms ; 0,8 mm). Les caractérisations de cette soudure

sont présentées sur la Figure 6.20

Figure 6.20 : Point préférentiel obtenu sur l’alliage 9Cr-ODS pour (Fs ; Is ; ts ; Lg) = (2600 N ; 17 kA ; 15 ms ; 0,8 mm)

Yttrium (% massique) Titane (% massique) Macrographie après attaque

3,5 % 2,5 %

2,5 % 3,5 %

0 % 0 %

0 % 0 %

Ejection reliant les deux points

chauds

Ejection au voisinage de l’intérieur

du contact p-p

Ejection au voisinage de l’électrode

coté gaine

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

250 350 450 550 650

Aff

aiss

em

ne

nt

( µ

m )

Efin ( J )

9Cr-ODS

Lg = 0,2 mm Lg = 0,8 mm

Modification de la répartition des

renforts reliant les deux points chauds

Modification de la répartition des renforts

au voisinage de l’électrode, coté gaine


Malgré le fait que cette soudure ait été réalisée avec un Lg au niveau haut, on observe

peu de matière dans la partie de gaine dépassant de l’électrode signifiant que celle-ci a

dû être éjectée durant le procédé. Par ailleurs, une zone présentant une modification de

la dispersion des renforts est située au voisinage de l’électrode (entouré en rouge) mais

se trouve principalement dans le bourrelet externe. L’interface entre pièces est continue.

On notera que les trois autres soudures réalisées à une énergie élevée (Is = 17 kA et

ts = 15 ms) ont toutes présentées une éjection de matière au voisinage de l’électrode et un

affaissement plus faible. Cela permet d’étayer l’une des voies d’optimisation proposées à

savoir une augmentation importante de l’affaissement visant à fermer les éventuelles

éjections de matière et visant à chasser les ZF vers les bourrelets internes et externes.

6.5.5. Discussion autour de l’effet du matériau et de l’effet des renforts

6.5.5.1. L’effet des propriétés matériaux

Les propriétés électrothermiques de l’alliage 9Cr-ODS n’ont pas été caractérisées

comme celle du PM2000. Cependant, de façon générale, la conductivité électrique et la

conductivité thermique diminuent avec l’augmentation de la teneur en chrome. Celles-ci

sont estimées être 2 à 3 fois supérieures pour les alliages 9Cr par rapport aux alliages

20Cr utilisés dans cette étude. La masse volumique et la capacité calorifique entre ces

deux alliages ne diffèrent que peu (différence estimée inférieure à 10 %, propriétés de

l’alliage 9Cr estimées à partir du code RCC-MR2007). En conséquence, pour une même

densité de courant (principalement dépendante de la géométrie des pièces traversées et

de l’intensité de soudage), la quantité de chaleur générée par effet Joule sera moins

importante et la chaleur sera plus rapidement diffusée depuis les points chauds (liés à la

constriction du courant) pour l’alliage 9Cr. Cette différence peut expliquer en partie la

meilleure homogénéité de la soudure réalisée sur l’alliage 9Cr-ODS ainsi que l’absence

d’observation de zones fondues.

Les propriétés mécaniques des différents alliages n’ont pas été suffisamment

caractérisées dans la littérature, notamment pour les hautes températures et les

grandes vitesses de déformation. Il est donc particulièrement complexe de discuter de

l’effet des propriétés mécaniques sur le procédé de soudage. Cependant, hormis les

caractéristiques métallurgiques et la sensibilité aux éjections de matière, nous n’avons

pas vu de différence entre le Kanthal APM et le PM2000. Cela laisse penser que l’effet de

la modification des propriétés mécaniques suite à l’ajout des renforts a peu d’influence

sur les observables macroscopiques analysés dans ce document à savoir les mesures en

cours de soudage témoins des phénomènes électriques, thermiques et mécaniques en

cours de soudage ainsi que les déformées des pièces témoins des mécanismes de

déformation. Toutefois, l’ajout des renforts n’est pas la seule différence entre ces deux

matériaux (teneur en titane et taille de grains différente notamment).

6.5.5.2. L’effet de la composition chimique

Hormis la modification des propriétés matériaux du fait de la modification de la

composition, il est intéressant de noter que les oxydes d’yttrium dans le PM2000 était

associés à l’aluminium. Or, l’alliage 9Cr-ODS ne contient pas d’aluminium ce qui signifie

que les renforts nanométriques n’ont pas les mêmes compositions et structures initiales.

De plus, lorsqu’une modification de la répartition des renforts apparait, on observe que

les zones enrichies en yttrium pour le 9Cr-ODS sont aussi enrichies en titane. Cette

correspondance n’était pas systématique sur PM2000 ce qui peut signifier que les

renforts n’ont pas les mêmes compositions et structures finales et le mécanisme de

modification de la dispersion des renforts en cours de soudage peut être différent.

- 154 -

Malgré ces différences de structure et de composition, il semblerait que les

mécanismes de modification de la répartition des renforts aient des similitudes puisque

les modifications apparaissent dans les deux cas dans les zones de hautes températures

et de fortes déformations. Là encore, la reproduction de cycles thermomécaniques

représentatifs du soudage sur des éprouvettes spécifiques permettrait de comparer les

deux alliages pour des cycles thermomécaniques identiques. L’analyse au MET de ces

éprouvettes pourrait permettre de mieux comprendre les différences liées à la nature des

oxydes.

Enfin, il est très important de noter que du fait de la teneur en titane de l’alliage

9Cr-ODS utilisé (0,3 % en masse), celui-ci ne présente pas de transformation de phase.

Le passage en phase martensitique peut entraîner une perte de cohérence des renforts

avec la matrice (Chapitre 1, paragraphe 1.2.2.2) ce qui peut par la suite faciliter leur

modification (regroupement, croissance). Il faudra donc être particulièrement attentif à

ce phénomène dans le cas de soudage de gainage combustible en alliages 9Cr-ODS avec

une teneur en titane plus basse.

6.5.5.3. Recristallisation, taille de grain et effet des renforts

Au cours de l’étude, nous avons réalisé des soudures sur trois différents matériaux

possédant trois tailles de grains très différentes. Pour l’alliage PM2000, possédant la

taille de grain la plus grande (millimétrique), nous avons observé la formation

systématique de petits grains (micrométrique) à l’interface soudée. La présence de ces

petits grains à l’interface soudée est une structure proche de la structure observée sur ce

même matériau en soudage par diffusion (Chapitre 1, paragraphe 1.3.2.5). A l’inverse,

sur Kanthal APM (taille de grains de 50 µm), nous avons obtenu des soudures pour

lesquelles l’interface n’était plus visible. Il se peut que cette différence soit liée à la

présence de renforts qui bloquent la croissance des grains dans le PM2000 expliquant le

fait que les grains recristallisent mais qu’aucune croissance ne soit observée. La

différence de taille de grain initiale pourait aussi influencer l’activation des systèmes de

glissement et la formation de cellule de. Là encore, une étude plus complète de la

recristallisation dynamique des ces alliages est nécessaire pour mieux comprendre le

phénomène.

L’alliage 9Cr-ODS possède la taille de grains la plus faible (micrométrique). La

structure initialement très fine ne nous a pas permis de distinguer les grains initiaux

potentiellement déformés et les grains éventuellement recristallisés. Il est donc

nécessaire de mieux caractériser ce matériau, notamment par EBSD et MET afin

d’évaluer la présence de recristallisation mais surtout afin d’observer quelle est la

structure au niveau de l’interface puisque la présence de renforts peut là encore bloquer

la croissance des grains.

6.5.6. Synthèse sur le soudage de l’alliage 9Cr-ODS

Malgré les différences de propriétés matériaux entre l’alliage 9Cr-ODS et le PM2000

(20Cr-ODS), nous avons obtenu des soudures de bonne compacité pour une plage de

paramètres opératoires incluse dans celle déterminée sur PM2000. On retrouve alors la

faible variation des plages de soudabilité opératoires pour le soudage d’alliages

ferritiques allant de 9% Cr à 22 % Cr et déjà constaté par l’équipe belge du CEN/SCK

[75, 76]. Cependant, le passage d’un angle de chanfrein de 45 ° pour le 20Cr-ODS à un

angle de 20 ° pour le 9Cr-ODS a pu déplacer la plage de soudabilité. Cette optimisation

de l’angle du chanfrein est aussi un facteur important dans l’obtention de soudures de

bonne compacité et cette voie d’optimisation est validée.


Comme sur PM2000, on observe que le procédé est piloté principalement par les

facteurs géométriques puisque, pour le soudage sur 9Cr-ODS, on retrouve les points

chauds liés aux constrictions du courant au niveau de l’interface vers l’intérieur ainsi

que au niveau du contact avec l’électrode. Ces deux macro-constrictions ont comme pour

le PM2000 conduit à des éjections de matière mais aussi à des zones de modification de

la répartition des renforts. Cependant et contrairement au PM2000, celles-ci n’ont pas

pu être corrélées à des zones de recristallisation dynamique du fait de la taille de grains

initialement micrométrique du 9Cr-ODS ce qui rend difficile l’observation des soudures

par microscopie optique.

Des paramètres opératoires préférentiels de soudage ont été identifié sur 9Cr-ODS.

Comme pour le PM2000, il sera nécessaire de tester la reproductibilité des

caractéristiques métallurgiques des soudures obtenue pour ce jeu de paramètres

opératoires.

Comme pour l’alliage 20Cr-ODS, il sera nécessaire d’approfondir les caractérisations

métallurgiques aux échelles microscopique et nanométrique.

6.6. Conclusions

Au cours du soudage par résistance des gainages combustibles en alliage ODS, nous

avons observé des modifications de la réparation des renforts à l’échelle d’analyse de la

microsonde signifiant que « des déplacements » d’oxyde sur plusieurs microns ont eu lieu

et ce sur 20Cr-ODS ainsi que sur 9Cr-ODS à priori. Ces modifications semblent liées à

une association entre des phénomènes thermiques et mécaniques pouvant entraîner un

phénomène métallurgique de recristallisation dynamique. Le déplacement des renforts

serait alors aidé par le mouvement des dislocations, des joints de grains ou des sous

joints.

Afin de mieux comprendre les phénomènes thermiques et mécaniques et

métallurgiques incriminés ainsi qu’afin de pouvoir comparer différentes nuances

d’alliages ODS, il peut être nécessaire de mettre en place des essais reproduisant de

façon contrôlés les cycles thermomécaniques typiques du soudage par résistance à l’aide

d’un simulateur thermomécanique de type « Gleeble » par exemple. Ces éprouvettes

d’essais pourront être caractérisées par MET en s’affranchissant de la difficulté de

prélèvement des lames minces dans des zones spécifiques de la soudure. Cela

permettrait de mieux comprendre les phénomènes de modification de la répartition et

notamment de mieux caractériser les structures finales des renforts.

Du fait de la présence d’éjections de matière liées à une inhomogénéité inhérente au

système d’électrode ou au système de serrage, nous n’avons pas pu établir un point de

fonctionnement optimisé (pour lequel aucune modification de la répartition des renforts

à l’échelle de la microsonde, ni aucun défaut de compacité n’est observé) pour l’alliage

PM2000 dans la plage des paramètres opératoires testée lors des plans d’expériences.

Des voies d’optimisation ont été alors proposées. Du fait que le procédé de soudage est

principalement gouverné par la géométrie des pièces, l’optimisation de l’angle du

chanfrein est l’une des voies les plus intéressantes et permet notamment de diminuer

l’énergie électrique minimale nécessaire à la réalisation de soudures sans manque de

soudage sur l’extérieur du joint.

Cette voie d’optimisation a été appliquée sur un alliage 9Cr-ODS et un premier point

préférentiel a été établi. Cependant il est nécessaire de tester la reproductibilité et la

robustesse du procédé autour de ce point de fonctionnement.

- 156 -

Conclusion générale

Les alliages renforcés par dispersion d’oxydes (alliages ODS) sont des alliages

candidats pour la réalisation des gainages combustibles des réacteurs à neutrons rapides

à caloporteur sodium (RNR-Na). Ces alliages possèdent de bonnes propriétés mécaniques

en fluage et à haute température du fait d’oxydes nanométriques dispersés de manière

homogène dans la matrice. Or, cette dispersion d’oxydes peut être modifiée lors d’une

étape de soudage et notamment lors de soudage par fusion.

Le soudage par résistance en bout est un procédé déjà employé industriellement dans

la fabrication des gainages combustibles des réacteurs à eau pressurisée (alliage

Zircaloy). Ce procédé est un procédé en phase solide et semble donc tout à fait adapté à

la réalisation du soudage des gainages combustibles en alliage ODS. Des équipes belges,

américaines et japonaises ont d’ores et déjà montré la capacité de ce procédé à réaliser

des assemblages de gainage combustible ODS ferritique de différentes teneurs en

chrome. Ces soudures proposent des tenues mécaniques à hautes températures et des

durées de vie satisfaisantes. Cependant, seul un lien direct entre les paramètres

opératoires du procédé et les caractéristiques mécaniques de l’assemblage a été réalisé.

Cette thèse propose de mieux comprendre ce lien en détaillant dans un premier temps la

corrélation entre les paramètres opératoires du procédé et les phénomènes thermiques et

mécaniques observés en cours de soudage. Dans un second temps, le lien entre ces

phénomènes et les caractéristiques métallurgiques de la soudure a été réalisé.

L’influence des paramètres opératoires sur le soudage est réalisée à l’aide d’une

double approche expérimentale et numérique. Les résultats sont ainsi issus d’une

modélisation électrothermique-thermomécanique du procédé, développée spécifiquement

pour cette application. En parallèle, des essais expérimentaux sont réalisés sur une

installation expérimentale instrumentée.

Cette étude est principalement réalisée sur le PM2000 KKL6, alliage 20Cr-ODS

commercial mais qui ne fait pas partie des nuances candidates pour la réalisation des

gainages combustibles. Cette approche se justifie par la faible quantité d’alliages 9Cr-

ODS (une des nuances candidates) disponible. En parallèle, des essais ont été réalisés

sur un alliage 20Cr-non ODS (Kanthal APM) afin de mettre en évidence un éventuel

effet du renforcement sur le soudage et la soudure.

Les résultats montrent que l’étape de soudage peut se découper en trois phases :

Echauffement de l’interface à souder : Il est dû à la résistance de contact

électrique (RCE) initiale. Au fur et à mesure du chauffage de l’interface, la

RCE diminue entrainant à son tour une diminution de la génération de

chaleur à l’interface. Le procédé passe alors après seulement quelques

millisecondes d’un régime de chauffage aux interfaces à un régime de

chauffage dans les volumes. Cette phase est principalement pilotée par

l’intensité du courant traversant les pièces.

Chauffage dans les volumes : Cette phase est pilotée par les changements de

sections macroscopiques entre la gaine étroite et le bouchon massif. On observe

alors un déséquilibre thermique avec un chauffage plus important dans la

gaine (et plus particulièrement dans la partie de gaine dépassant de

l’électrode) que dans le bouchon. On observe alors la formation de deux points

particulièrement chauds, l’un localisé vers intérieur du contact entre pièces,

l’autre, au niveau de la jonction entre la gaine et l’électrode. Lorsque la gaine

Conclusion générale - 157 -

atteint une température suffisamment importante (au regard de la force

appliquée) celle-ci s’écrase provoquant un affaissement général des pièces.

C’est le début de la troisième et dernière phase. Cette phase de chauffage des

volumes est principalement pilotée par la longueur de gaine dépassant de

l’électrode (Lg) qui permet d’influencer la taille et la position de la zone de plus

haute température. L’intensité du courant à une influence uniquement sur la

vitesse de chauffage et donc sur le temps pour lequel l’affaissement débute. La

force permet d’influencer la température à partir de laquelle l’affaissement

débute.

Affaissement des pièces : Sous l’effet de la force et du chauffage dans la partie

de gaine dépassant de l’électrode, cette dernière se déforme alors fortement.

Plus spécifiquement, on observe qu’une partie de la gaine commence à se

déformer pendant que la partie située sur l’extérieur glisse le long du

chanfrein du bouchon. La gaine prend alors appui sur l’électrode enserrant la

gaine. Cette étape est alors influencée par l’état thermique de la gaine au

moment de l’affaissement et est donc influencé par la longueur de gaine

dépassant de l’électrode et par la force. De plus l’énergie électrique dissipée

durant la phase d’affaissement et donc le temps de soudage et l’intensité du

courant, permet d’influencer la cinétique de l’affaissement.

Dans une seconde partie, les caractéristiques des soudures sont reliées aux

phénomènes observés en cours de soudage. Trois caractéristiques fondamentales de la

soudure ont été évaluées : la compacité, la microstructure et la dispersion des oxydes.

L’étude de la compacité de la soudure permet de définir si la soudure a bien été

réalisée sur l’ensemble du joint. Au niveau de l’interface entre pièces, un manque de

soudage a été constaté sur l’extérieur des pièces pour les plus faibles énergies électriques

dissipées. Ce phénomène peut être mis en relation avec la différence de température

observée entre l’intérieur et l’extérieur de l’interface du fait de la constriction de courant

formant un point plus chaud sur l’intérieur du contact que sur l’extérieur. Ce manque de

soudage peut aussi être mis en relation avec le glissement de la gaine le long du

chanfrein du bouchon qui tend à ouvrir le contact sur l’extérieur. Ce manque de soudage

peut être évité en augmentant l’énergie électrique dissipée (en chauffant plus) ou en

utilisant une longueur de gaine dépassant de l’électrode faible (et ainsi limite le

glissement de la gaine). Nous avons aussi vu qu’une optimisation de la géométrie du

chanfrein permet de limiter ce phénomène.

L’étude de la compacité de la soudure permet aussi de s’assurer que le procédé

n’engendre pas de cavité dans la soudure. Pour certaines soudures, des cavités

débouchantes qualifiées d’éjection de matière ont été observées en certains points de la

circonférence. Ces défauts se forment principalement au voisinage des électrodes et

semblent impliquer une inhomogénéité liée au système de serrage ou aux électrodes.

L’optimisation du système d’électrode et l’utilisation d’une force plus importante ont été

proposée comme voie d’optimisation mais reste à mettre en œuvre. Une meilleure

compréhension de ce phénomène est tout de fois nécessaire et notamment en ce qui

concerne les différences de comportement entre les différents matériaux étudiés

(Kanthal APM et PM2000).

L’étude de la microstructure des soudures a laissé apparaitre deux types d’altération

de la structure du métal de base. Nous avons observé des structures solidifiées témoins

d’un passage à l’état liquide. Ce phénomène est principalement observé pour les énergies

électriques élevées. Une voie d’optimisation consisterait à limiter cette énergie. Cette

voie d’optimisation entre alors en contradiction avec l’utilisation d’une énergie électrique

élevée nécessaire pour éviter le manque de soudage. Nous avons aussi observé la

présence d’une modification de la microstructure dans des zones de hautes températures

et de fortes déformations. Ces modifications ont été reliées au phénomène de

- 158 -

recristallisation dynamique. La valeur de l’affaissement est alors un paramètre essentiel

dans le contrôle de la déformée et donc dans le contrôle du phénomène de

recristallisation dynamique. Des voies d’optimisation ont alors été proposées visant à

limiter l’affaissement ou visant à chasser les zones modifiées vers les bourrelets internes

et externes de la soudure.

Enfin, l’étude de la dispersion des renforts a montré que lorsque la microstructure

était modifiée (zone solidifiée ou zone recristallisée dynamiquement), des modifications

de la dispersions des oxydes sont observées. Ce phénomène associant la recristallisation

dynamique et la modification de la dispersion d’oxydes lors du soudage par résistance

des gainages combustibles en alliage ODS n’avait jamais été montré dans littérature et

est un élément de compréhension majeur de ces travaux. Ces modifications ont alors été

reliées à des phénomènes d’interaction entre les oxydes nanométriques et le

comportement des dislocations. Une meilleure compréhension de ce phénomène est toute

fois nécessaire et notamment en ce qui concerne les phénomènes de recristallisation de

ces alliages ODS. Des critères thermiques et mécaniques pourront alors être définis

permettant d’évaluer le risque de modification de la dispersion d’oxyde en cours de

soudage.

L’ensemble de cette étude d’influence a aussi été transposée sur un nombre réduit

d’essais de soudage réalisés sur 9Cr-ODS. Un jeu de paramètres opératoires préférentiel

a été défini mais doit cependant être validé sur un nombre plus important d’essais.

Les mécanismes microstructuraux impliqués dans ces modifications doivent

maintenant être identifiés avec précision. Une approche plus conventionnelle et

théorique sur des éprouvettes modèles et un simulateur thermomécanique pourra être

mise en place. L’objectif final encore à atteindre sera l’expression d’un critère

thermomécanique permettant de maitriser la structure de la soudure. L’étude

d’influence réalisée ici sur les phénomènes thermomécaniques en cours de soudage

permettra, après implémentation du critère, d’optimiser pleinement les soudures.

Les conséquences sur les propriétés mécaniques des modifications de la dispersion des

renforts restent à quantifier.

Annexes - 159 -

Annexes

- 160 -

Annexe 1 : Matériaux de l’étude

20Cr-non ODS : Kanthal APM

Dans le cadre de l’étude, l’alliage est utilisé comme alliage de composition chimique

proche de celle du PM2000 mais non renforcé par dispersion d’oxyde. Il permet de

compenser la faible quantité d’alliage PM2000 disponible et permet, par comparaison,

d’évaluer l’influence du renforcement du matériau sur le soudage et la soudure.

L’alliage Kanthal APM est un alliage non-ODS fabriqué par Kanthal (groupe

Sandvick, division Sandvik Materials Technology). C’est un alliage généralement destiné

aux éléments résistifs chauffants pour les fours à haute température. Il est fabriqué par

métallurgie des poudres puis extrudé. Sa méthode de fabrication n’est que peu

renseignée par le fabricant [117].

9Cr-ODS

Les soudures en 9Cr-ODS sont composées d’un bouchon en alliage de dénomination

J23 et d’une gaine en alliage de dénomination J26-M2. Par commodité, les deux

matériaux sont regroupés sous le nom de 9Cr-ODS.

Gaine : alliage J26-M2

L’alliage de dénomination J26-M2 est un alliage ODS fabriqué par le SRMA/LTMEX

au CEA Saclay. Les poudres initiales sont fournies par Aubert&Duval puis renforcées

(incorporation de l’oxyde d’yttrium) par Plansee. Elles sont ensuite filées à chaud sur

aiguille à 1100 °C pour former un tube de diamètre 18,4 mm et de 1,275 mm d’épaisseur.

Cette ébauche est ensuite amenée à un diamètre 10,73 mm et une épaisseur de 0,5 mm

par 6 étapes de laminage à pas de pèlerin avec un traitement thermique (TT) toute les

deux étapes (soit 2 TT) à 1050 °C pendant 1 h. Le tube final subit un TT à 1050 °C

pendant 30 minutes avec un refroidissement rapide (70 °C.min-1) puis un revenu à

750 °C pendant 1 h. De par sa teneur en élément d’alliage, ce matériau est ferritique. La

géométrie de la gaine en alliage 9Cr-ODS est présentée sur la Figure 1.

Figure 1 : Géométries utilisées pour la gaine en 9Cr-ODS

Bouchon : Alliage J23

L’alliage de dénomination J23 est un alliage ODS fabriqué par le SRMA/LTMEX au

CEA Saclay. Les poudres renforcées sont identique à celles utilisés pour la fabrication de

l’alliage J26-M2. Elles sont ensuite filées à 1100 °C (préchauffage d’1 heure) entourées

d’une gaine en acier doux. Le barreau à un diamètre total de 20,7 mm et le cœur en acier


0,5 mm

30°

Ø 10,73 mm

15 mm Représentation sans échelle

Annexes - 161 -

ODS à un diamètre de 16 mm. La géométrie du bouchon en alliage 9Cr-ODS est

présentée sur la Figure 2.

Figure 2 : Géométries utilisées pour le bouchon en 9Cr-ODS


1mm

30°

Ø 10,73 mm

15 mm

Représentation sans échelle

- 162 -

Annexe 2 : Les plan d’expériences [118]

Vocabulaire

La méthode des plans d’expériences fait appel à un vocabulaire précis :

Facteurs : On appelle facteurs les paramètres d’entrée dont on souhaite connaitre

l’influence. Un domaine de variation est défini pour chaque facteur.

Niveau d’un facteur : Le niveau du facteur est exprimé entre -1 et 1 et représente la

valeur du facteur après que son domaine de variation ait été centré et réduit.

Matrice d’essai : La matrice d’essai représente l’ensemble des essais à réaliser. Elle

est composée de combinaisons des différents niveaux des facteurs.

Réponses : On appelle réponses les grandeurs de sortie dont on souhaite connaitre les

variations en fonction des facteurs.

Effets : L’effet d’un facteur sur une réponse représente son influence.

Interaction : L’interaction entre deux facteurs représente la variation de l’effet d’un

facteur du fait de la variation d’un second facteur.

Modèle : Le modèle est la représentation mathématique qui permet d’approcher la

réponse observée par une réponse calculée à l’aide du niveau des facteurs et de leurs

effets.

Résidu : Le résidu d’un plan d’expériences représente la différence entre la réponse

calculée et la réponse observée.

Contribution : La contribution représente la contribution des effets et des résidus à la

variance de la réponse. La contribution d’un effet ou des résidus est exprimée en

pourcentage.

Définition des facteurs et choix de la matrice d’essais

La matrice d’essai définit l’ensemble des essais à réaliser. Elle dépend du nombre de

facteurs à étudier, du nombre d’essai réalisables et du type d’analyse souhaitée.

Quatre paramètres opératoires ont été identifiés (Tableau 2.2) et sont donc considéré

comme quatre facteurs. Pour chaque plan d’expériences, on défini la borne supérieure et

la borne inférieure de variation de ce paramètres opératoires. Une fois défini, chaque

facteur est centré réduit afin d’être exprimé par la valeur (ou niveau) -1 lorsqu’il prend

sa valeur minimale et +1 lorsqu’il prend sa valeur maximale.

Afin de réaliser le calcul d’influence des facteurs mais aussi de leurs interactions,

nous avons choisi de réaliser un plan d’expériences factoriel complet. Ce plan consiste à

réaliser un essai pour chaque combinaison possible des bornes supérieure et inférieure

de chaque facteur. On obtient ainsi 24 essais. Le Tableau 1 présente la matrice d’essai.

Annexes - 163 -

Réf Fs Is ts Lg

1 -1 -1 -1 -1

2 -1 -1 -1 1

3 -1 -1 1 -1

4 -1 -1 1 1

5 -1 1 -1 -1

6 -1 1 -1 1

7 -1 1 1 -1

8 -1 1 1 1

9 1 -1 -1 -1

10 1 -1 -1 1

11 1 -1 1 -1

12 1 -1 1 1

13 1 1 -1 -1

14 1 1 -1 1

15 1 1 1 -1

16 1 1 1 1

Tableau 1 : Matrice d’essai L16.

Définition des réponses et calcul d’influence

Le plan d’expériences permet de calculer l’effet des facteurs sur des réponses choisies.

Afin de permettre le calcul d’influence, une réponse numérique doit être définie et

accessible pour chaque essai comme présenté dans le Tableau 2

Réf Fs Is ts Lg Réponse

1 -1 -1 -1 -1 R1

2 -1 -1 -1 1 R2

i Ri

16 1 1 1 1 R16

Tableau 2 : Réponses obtenue lors d’un plan d’expériences.

Il est alors possible de définir l’effet de chaque facteur sur la réponse. L’effet d’un

facteur représente son influence. L’effet d’un facteur X (Ex) est calculé par l’équation

suivante où 1XR représente la moyenne des réponses pour laquelle X est au niveau 1 :

2/)( 11 XXX RRE eq. 1

Il est aussi possible de calculer l’interaction d’ordre 2 d’un facteur X avec un facteur Y

par l’équation suivante

2/)( 11 XYXYXY RRI eq. 2

Ce qui correspond à la demi-variation de l’effet de X lorsque Y passe du niveau -1 au

niveau 1.

2/)( 11 YsachantXYsachantXXY EEI eq. 3

On peut alors estimer la réponse théorique du plan d’expérience par

- 164 -

YXIXERRN

XYnXth n

nsinteractio'facteursN

eq. 4

Le résidu représente alors l’erreur commise dans l’estimation théorique de la réponse.

RRrésidu th eq. 5

Annexes - 165 -

Annexe 3 : Propriétés du matériau PM2000

utilisées dans le modèle numérique

Propriétés ET

Les propriétés matériaux utilisées dans le modèle ET sont exposées ci-dessous. Ces

propriétés sont celles du PM2000 KKL6.

Figure 3 : Propriétés ET du matériau utilisées dans le modèle numérique pour le PM2000

Les valeurs sont issues de la littérature [119, 120] ou de mesures réalisées par nos

soins. Les valeurs sont ensuite extrapolées pour les températures supérieures à celles

trouvées dans la littérature ou accessibles par nos mesures. Ces limites sont récapitulées

dans le Tableau 0.3.

Nom Notation Unités Source principale Limite mesure Limite biblio

Conductivité électrique σélec S.mm-1

Mesure 600 °C 1000 °C

Conductivité thermique λ W·m-1·K

-1 Mesure 1000 °C 1200 °C

Masse volumique mv kg.mm-3

Biblio / 20 °C

Capacité calorifique massique Cp J.kg-1.K

-1 Mesure 700 °C 1000 °C

Tableau 0.3 : Limites en température des données obtenues par mesure expérimentales et dans la littérature pour les propriétés ET du PM2000

400

500

600

700

800

900

0 500 1 000 1 500

Cap

acité c

alo

rifiq

ue (J.k

g-1.K

-1)

Température ( °C )

PM2000

Référence = Avancée

Pic de Cp pour chaleur

latente de fusion

Masse volumique constante =

7,18.10-6 kg.mm-3

400

500

600

700

800

900

0 500 1 000 1 500

Co

nductiv

ité é

lect

rique (S

.mm

-1)


PM2000

Référence

0

5

10

15

20

25

30

35

40

0 500 1 000 1 500

Co

nductiv

ité th

erm

ique (m

W.m

m-1.K

-1)


PM2000

- 166 -

Propriété TM

Les propriétés matériaux utilisées dans le modèle TM sont exposées ci-dessous.

Figure 4 : Propriétés TM du matériau utilisées dans le modèle numérique pour le PM2000

Les valeurs sont issues de la littérature [9, 119, 120]. Les valeurs au-dessus de

1000°C sont extrapolées. Ces valeurs sont issues des données fournies par le fabricant et

semblent provenir de caractérisations sur lePM2000 KKL4 (nuance petits grains).

0

200

400

600

800

1000

1200

0,00% 0,50% 1,00% 1,50% 2,00%

Co

ntr

ain

te (M

Pa)

Déformation ( % )

PM2000

Référence

20°C

350°C

800°C

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

0 500 1 000 1 500

Mo

dule

d'é

crouis

sage

(MP

a)


PM2000

Référence

0

50

100

150

200

0 500 1 000 1 500

Mo

dule

de Y

oung (G

Pa)


PM2000

0

200

400

600

800

1000

1200

0 500 1 000 1 500

Lim

ite é

lastique (M

Pa)


PM2000

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20

0 500 1 000 1 500

Co

effic

ient d

e d

ilata

tion th

erm

ique m

oye

n (10

-6. K

-1)


PM2000

Annexes - 167 -

Annexe 4 : Détermination des RCE

Résistance de contact électrique entre pièces

Dans un premier temps, la RCE a été mesurée sur une machine spécifique du

LIMATB de l’université de Lorient [72]. La RCE p-p a été mesurée en fonction de la

pression (jusqu'à 160 MPa) et de la température (jusqu’à 550 °C). Des exemples de

mesure en fonction de la pression et en fonction de la température sont présentés sur la

Figure 5.

Figure 5 : Evolution de la RCE entre deux cylindre en PM2000 : a. en fonction de la pression à 25 °C ; b. en fonction de la température à 70 MPa (3 mesures)

La valeur de la RCE diminue avec la pression et la température. On observe un palier

entre 250 °C et 450 °C suivi d’une nouvelle chute vers 450 °C. Par ailleurs, on observe

que le retour à la température ambiante se fait à une valeur de RCE constante puisque

les aspérités se sont écrasées plastiquement et que la surface de contact microscopique

n’évolue plus.

Introduites dans le modèle numérique, ces mesures ont engendré des valeurs de

potentiel proche du contact (entre A et B comme indiqué sur la Figure 6 a.) deux fois

supérieures à celles mesurées expérimentalement (voir Figure 7). Les valeurs de

mesures ont donc été réajustées tout en gardant la forme de l’évolution avec la

température.

Des essais ont été réalisés avec des fils de mesure de potentiel sertis en deux points (A

et B) sur les pièces à souder. La résistance électrique entre ces points calculée à l’aide

des mesures a été comparée à une mesure réalisée dans les mêmes conditions mais sur

une pièce monobloc de même géométrie (équivalent à un essai double épaisseur en

soudage par point). Un exemple de mesure est montré sur la Figure 6.

0,001

0,01

0,1

1

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180

RC

E p

-p ( O

hm

.mm

² )

Pression ( MPa )

A 25°C

0

0,002

0,004

0,006

0,008

0,01

0 100 200 300 400 500 600

RC

E p

-p ( O

hm

.mm

² )


Protocole n° 270 MPa 25 °C

a b

- 168 -

Figure 6 : Positions des mesures de potentiel sur les pièces mises en place pour la détermination de la RCE p-p (a et b) et évolution de la résistance entre ces points de mesure en fonction du temps pour les deux configurations avec mise en évidence de

l’effet de la RCE p-p (c)

La RCE p-p génère une augmentation de la résistance de 35 mΩ à t = 5 ms. Ces

mesures expérimentales n’ont pas permis d’établir une différence significative en

fonction de la force de soudage appliquée (testée à 1500 N et 2500 N). La dépendance de

la RCE p-p avec la force n’est donc pas prise en compte dans la simulation numérique

développée ici.

A l’aide de ces mesures et de la simulation numérique, la RCE p-p mesurée au

LIMATB a donc été réajustée. La RCE p-p ajustée et utilisée dans la simulation est

présentée sur la Figure 7. La résistance électrique entre A et B obtenue par mesure

expérimentale ainsi que par simulation numérique avec la valeur de RCE p-p avant et

après ajustement sont présentées aussi sur la Figure 7.

Figure 7 : RCE p-p utilisée dans la simulation numérique (a) et comparaison des résistances obtenues par simulation numérique pour deux valeurs de RCE p-p avec la

mesure expérimentale (c)

0

0,0005

0,001

0,0015

0,002

0,0025

0 200 400 600 800 1000

RC

E p

-p ( O

hm

.mm

² )


0,0000

0,0001

0,0002

0,0003

0,0004

0,0005

0,0006

0 0,001 0,002 0,003 0,004 0,005

Résis

tance A

-B ( O

hm

)

Temps ( s )

2500 N; 3800 A; 5 ms; 3 mm

Mesure expérimentale

Simulation avant ajustement

Simulation après ajustement

a. b.

0,00019

0,00021

0,00023

0,00025

0,00027

0,00029

0,00031

0 0,001 0,002 0,003 0,004 0,005

Résis

tance A

-B ( O

hm

)

Temps ( s )

2500 N; 3800 A; 5 ms; 3 mm

a. Géométrie de référence b. Eprouvette monobloc

1,5 mm 1,5 mm

Bouchon

Electrode

A

Gaine

Electrode

1,5 mm 1,5 mm

Monobloc

Electrode Electrode

a. Géométrie de référence 20Cr b. Géométrie équivalente réalisée dans une pièce monobloc

Effet de la

RCE p-p

B A B

c.

Annexes - 169 -

Résistance de contact électrique entre pièce et électrode

Comme indiqué dans le Chapitre 2 (paragraphe 2.4.1.4) la différence de potentiel

entre les mors est mesurée systématiquement. Des mesures complémentaires ont montré

que la valeur du potentiel mesuré sur les mors était très proche de celle mesurée sur les

électrodes. La valeur de potentiel au niveau de l’électrode obtenue par simulation

numérique peut donc être comparée aux valeurs de potentiel mesurées au niveau des

mors. Nous avons ainsi pu obtenir une estimation de la valeur de la RCE p-e en fonction

de la température en procédant par méthodes inverses à partir de mesures

expérimentales de la résistance entre les mors.

La valeur de RCE p-e identifiée à l’aide de ces mesures est présentée sur la Figure 8.

La résistance électrique entre les mors obtenue par mesure expérimentale ainsi que

par simulation numérique avec une valeur de RCE p-e indépendante de la température

et la valeur de RCE p-e ajustée sont présentées aussi sur la Figure 8.

Figure 8 : RCE p-e utilisée dans la simulation numérique (a) et comparaison des résistances obtenues par simulation numérique pour deux valeurs de RCE p-e avec la

mesure expérimentale (c)

On obtient une valeur de RCE p-e plus élevée que la RCE p-p mais qui décroit aussi

plus rapidement avec la température.

Par ailleurs, on observe que la résistance entre pièces (entre A et B) sur la Figure 7

contribue à moins de 30 % de la résistance mesurée entre les mors (Figure 8). La

résistance entre les mors est de 750 mΩ à t = 5 ms alors que le contact p-p génère une

résistance de 35 mΩ soit 5 % de la mesure de résistance entre les mors.

0,00

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

0,06

0,07

0,08

0 100 200 300 400 500 600 700 800

RC

E p

-e ( O

hm

.mm

² )

Tempérauture ( °C )

0,0000

0,0002

0,0004

0,0006

0,0008

0,0010

0,0012

0,0014

0 0,001 0,002 0,003 0,004 0,005

Rm

ors

( O

hm

)

Temps ( s )

2500 N; 3800 A; 5 ms; 3 mm

Mesure expérimentale

Simulation, RCE p-e ajustée

Simulation, RCE p-e indépendante de T°

a. b.

- 170 -

Annexe 5 : Couplage des calculs

Le schéma complet du couplage séquentiel réalisé pour la simulation numérique est

présenté sur la figure ci-dessous.

Figure 9 : Schéma de la procédure de couplage des calculs ET et TM

t représente le temps courant du calcul. t0 est le temps de début du macro pas de

temps ET Ŕ TM. Ce macro pas de temps a une durée Δtactu. Le calcul ET est réalisé avec

un pas de temps Δttherm alors que le calcul TM est réalisé avec un pas Δtméca.

t0 = 0

Calcul ET au temps t

Projection des températures sur

le maillage TM

t = t0

t = t0+Δtactu?

t = t+Δttherm

Calcul TM au temps t

t = t0

t = t0+Δtactu?

t = t+Δtmeca

t0 = t0+Δtactu

Projection des déplacements

sur le maillage ET

Actualisation de la géométrie

du maillage ET

Annexes - 171 -

Annexe 6 : Acier X37CrMoV5-1 [121]

Composition

La composition normalisée du X37CrMoV5-1 est donnée dans le Tableau 4.

Eléments C Si Mn P S Cr Mo V

% massique 0.35 0.30 0.40 <0.010 <0.003 5.00 1.35 0.50

Tableau 4 : Composition chimique du X37CrMoV5-1 [122]

Dans son état de livraison, cet acier présente une structure de martensite revenue. Il

est composé de ferrite et de carbures.

Transformations à l'échauffement

Chauffé à partir de la température ambiante, l'acier X37CrMoV5-1 commence une

transformation d'austénitisation à partir d'une température Ac1 et termine cette

transformation à une température Ac3. Dans l'intervalle de température d'Ac1 à Ac3, les

phases ferritique et austénitique coexistent. Au-delà de Ac3 et jusqu'au solidus, seule

subsiste la phase austénitique.

Les températures de début et de fin de transformation austénitique, respectivement

Ac1 et Ac3, dépendent de la vitesse d'échauffement du matériau. La Figure 10 est un

diagramme TTV (Temps-Température-Vitesse) de l'acier X37CrMoV5-1.

L'évolution des températures Ac1 et Ac3 de l'acier X37CrMoV5-1 est renseigné pour

des vitesses d'échauffement lente (0.05 °C.s-1) jusqu'à des vitesses d'échauffement rapide

(2400 °C.s-1).

Dans le sens des vitesses d'échauffement croissantes, Ac1 reste constante à la valeur

910 °C à partir de vitesses d'environ 300 °C.s-1 ; de même pour Ac3 à la valeur 990 °C à

partir de vitesses d'échauffement d'environ 100 °C.s-1.

Lorsque la température passe au dessus de Ac3, il y a dissolution des carbures et

augmentation de la dureté du matériau après refroidissement brutal (cas du soudage par

résistance). Cette augmentation de la dureté permettra d'évaluer la température

atteinte lors de l'opération de soudage.

Transformations au refroidissement

La Figure 11 présente le diagramme TRC (Transformations en Refroidissement

Continu) de l'acier X37CrMoV5-1.

Il apparait que pour des durées de refroidissement inférieures à 1000 secondes, la

phase austénitique se transforme entièrement en martensite et la température de début

de transformation martensitique Ms est constante et vaut 265°C.

- 172 -

Figure 10: Diagramme TTV (Temps, Température, Vitesse) de l'acier X37CrMoV5-1

Figure 11: Diagramme TRC de l'acier X37CrMoV5-1

Annexes - 173 -

Annexe 7 : Singularité sur les mesures de

résistance électrique entre les mors

Pour certaines mesures, la courbe de la résistance électrique entre les mors en

fonction du temps présente une singularité. Cette singularité peut être de trois types

distincts :

Chute soudaine de la résistance ;

Hausse soudaine de la résistance ;

Hausse soudaine de la résistance suivie d’une chute.

Un exemple de chaque type est présenté sur la Figure 12.

Figure 12 : Exemple de singularités typiques dans la mesure de la résistance électrique en cours de soudage pour trois essais différents

On observe que les singularités apparaissent durant l’affaissement des pièces. Ces

singularités sont observées aussi bien sur PM2000 que sur Kanthal APM. Ces variations

de résistance sont de l’ordre de 50 µOhm. L’apparition de cette singularité est très

majoritairement reproductible.

Un Fs faible ainsi qu’un Is élevé favorise l’apparition d’une singularité. Lorsque la

longueur de gaine est faible, la singularité présente majoritairement une phase

d’augmentation de la résistance avant la diminution ce qui n’est pas majoritairement le

cas lorsque Lg est élevé.

La singularité semble engendrer une variation dans le comportement des pièces lors

de l’affaissement. L’affaissement est plus rapide lorsque la singularité apparait.

Cependant, aucune modification de la déformée finale n’a été observée lors de la

présence ou de l’absence de singularité.

-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Résis

tance e

ntre le

s é

lect

rodes

( O

hm

)

Temps ( s )1800N; 16000A; 15ms; 0,2mm


-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Résis

tance e

ntre le

s é

lect

rodes

( O

hm

)

Temps ( s )1800N; 16000A; 15ms; 0,8mm


-0,95

-0,75

-0,55

-0,35

-0,15

0,05

0,E+00

2,E-04

4,E-04

6,E-04

8,E-04

1,E-03

0 0,005 0,01 0,015

Dép

lacem

ent (

mm

)

Résis

tance e

ntre le

s é

lect

rodes

( O

hm

)

Temps ( s )1800N; 14000A; 10ms; 0,2mm


Diminution Augmentation

Augmentation suivie

d’une diminution

- 174 -

Plusieurs phénomènes peuvent expliquer ces variations de résistance électrique :

Diminution soudaine de la longueur de gaine suite à l’affaissement chute de

résistance ;

Augmentation soudaine de la résistivité du matériau (augmentation soudaine de

températures), passage à l’état liquide augmentation de la résistance ;

Diminution de la taille du contact entre pièces (suite à des glissements au contact)

augmentation de la résistance ;

Cependant, l’analyse actuelle ne permet pas de désigner quelle est la cause de cette

singularité ni même sa conséquence sur l’état métallurgique de la soudure.

Annexes - 175 -

Annexe 8 : Reproductibilité

Point centraux des plans d’expériences sur PM2000

Afin d’étudier la reproductibilité du soudage vis-à-vis des différents observables et

dans les bornes des plans d’expériences, la Figure 13 présente les caractérisations

réalisées sur les points centraux des plans PM2000-1 et PM2000-2 (Fs ; Is ; ts ; Lg) =

(2200 N ; 16 kA ; 13 ms ; 0,5 mm). La macrographie après attaque métallographique et

les répartitions en yttrium sont présentées sur la Figure 13.

Figure 13 : Caractérisation de la dispersion d’yttrium pour les 4 soudures réalisées sur les points centraux des plans PM2000

Plan PM2000-1

Plan PM2000-2

Essai n°1 Essai n°2

Essai n°1 Essai n°2

a b c d

e f g h

i j k l

m n o p

- 176 -

D’un point de vue de l’homogénéité circonférentielle, on observe que les deux côtés

d’une même soudure présentent des disparités importantes avec la présence de zone

fondue ou d’éjection de matière sur une seule des faces.

Considérant ce manque d’homogénéité, il est complexe d’analyser la reproductibilité

surtout sur un nombre si réduit d’essais.

On note qu’aucune des soudures ne présente de manque de soudage localisé sur

l’extérieur du joint ce qui peut signifier que cette caractéristique est bien reproductible et

homogène.

Pour le plan PM2000-1 et pour les côtés ne présentant ni ZF ni éjection de matière

(f et h), on observe une modification de la microstructure dont la taille et la forme sont

semblables pour les deux soudures. Pour l’essai n°2 (h), la modification de la

microstructure est cependant moins marquée mais ceci peut provenir d’une différence

dans le protocole d’attaque. Au niveau de la caractérisation de la répartition d’yttrium,

on n’observe pas de modification de la dispersion d’yttrium sur l’une des faces (d) malgré

la présence d’une modification de la microstructure sur la face en vis-à-vis (h) (ceci

provient du fait que les deux caractérisations sont réalisées sur les faces en vis-à-vis).

Cependant, la répartition en titane est très légèrement modifiée sur cette face.

Pour le plan PM2000-2, on observe une ZF sur l’une des macrographies (m). La face

en vis-à-vis (i) présente une expulsion de matière, comme pour l’essai n°1 du plan

PM2000-1 (a). La face opposée (n) ne présente pas de modification de la microstructure

mais présente une légère modification de la distribution d’yttrium (j) localisée proche de

l’électrode. L’essai n°2 présente une face sans modification de la microstructure (o) ni

modification d’yttrium (k) et une face présentant une modification de microstructure (p)

et une modification de la répartition d’yttrium (l).

Dans l’ensemble, la reproductibilité des observations macroscopiques de modification

de la microstructure et de l’analyse de la répartition des éléments n’est pas satisfaisante

mais cela provient du manque d’homogénéité circonférentielle des zones fondues ainsi

que des éjections de matière (différence d’observation importante entre les deux faces

opposées d’une même soudure).

Annexes - 177 -

Annexe 9 : Essais SABLIER

L’éprouvette SABLIER est conçue de façon à créer un gradient thermique. Dans un

premier temps, on utilise des éprouvettes instrumentées pour optimiser le cycle de

courant et pour vérifier la cohérence de la simulation numérique. Cette mise en place du

protocole est réalisée sur acier non ODS (Kanthal APM). Dans un second temps, on

réalise les essais sur acier ODS PM2000. Ces éprouvettes ne sont pas instrumentées de

façon à éviter l’endommagement de l’éprouvette par les perçages nécessaires à

l’instrumentation.

L’éprouvette SABLIER

La géométrie de l’éprouvette sablier est présentée sur la Figure 14.

Figure 14 : Dimension de l’éprouvette SABLIER

La partie utile de l’éprouvette est de 15 mm. Les deux parties extrêmes sont percées

afin de mettre en place l’éprouvette dans des mors en CuCrZr.

Méthode expérimentale

Sur certaines éprouvettes et afin de mesurer la température sur l’éprouvette

SABLIER en cours d’essai, cinq perçages (Ø400µm, h300µm) sont réalisés sur

l’éprouvette et un thermocouple de type K est serti dans chaque perçage afin de mesurer

la température

Le potentiel au niveau des mors, la force, l’intensité du courant et le déplacement de

la pièce sont mesurés pour chaque essai. Une caméra haute vitesse enregistre l’essai.

- 178 -

Figure 15 : Eprouvette SABLER instrumentée (après essai)

Les paramètres opératoires sont choisis de façon à obtenir un échauffement maximal

et de cinétique comparable à ceux du soudage par résistance tout en limitant les

déformations de l’éprouvette. Du fait de la configuration spécifique de cette éprouvette,

l’installation SOPRANO ne permet pas une régulation correcte du courant. Pour chaque

essai, le courant est donc mesuré afin de réaliser, par la suite, la simulation numérique

en fonction du courant réel mesuré.

Les paramètres opératoires consigne pour les différents essais sont les suivants :

Référence Force Courant temps Matériau Instrumentation en T°

S3 380 N 8000 A 20 ms Kanthal Oui

S4 380 N 8000 A 20 ms PM2000 Non

Les paramètres communs à l’ensemble des essais sont :

Le temps de montée du courant est de 5 ms et le temps de descente de 1 ms.

La force est relâchée 5 secondes après l’arrêt du courant.

Simulation numérique

Une simulation numérique de l’essai est réalisée à l’aide du logiciel SYSWELD. Elle

comprend un calcul électrothermique réalisé sur un quart d’éprouvette sablier du fait

des symétries.

Evaluation des données simulées sur l’éprouvette S3

La comparaison entre les mesures et les résultats numérique est réalisée sur

l’éprouvette instrumenté S3. L’emplacement des mesures est illustré sur la Figure 16 :

Mors/électrodes

Eprouvette Sablier

Thermocouples

Annexes - 179 -

Figure 16 : Emplacement schématique des points de mesure

Pour les essais instrumentés, la position des perçages est relevée avec précision. Les

valeurs issues de la simulation sont les valeurs moyennes de la grandeur mesurée sur

l’ensemble des nœuds compris dans le volume du perçage.

On compare les températures mesurées sur l’éprouvette S3.

)

Figure 17 : Comparaison des températures mesurées et simulées pour l’éprouvette S3

Les températures simulées sont en bon accord avec les mesures (différence inférieure

à 50 °C) pour les temps supérieurs à 100ms.

Les différences observées pour des temps inférieurs à 100 ms sont dues à deux

phénomènes :

Le temps de réponse du thermocouple ;

La perturbation électromagnétique lors du passage du courant.

La simulation est en bon accord avec les mesures. La simulation permet donc de

connaitre les températures en tout point de l’éprouvette. L’observation des

macrographies et des quantifications d’élément par microsonde peuvent donc être corrélé

aux donnés issues de la simulation.

Les images clés issus de la vidéo de l’essai sont exposées sur la Figure 18.

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

0 2 4 6 8 10

Tem

péra

ture

(

C )

Temps (s)

TC1 - simu

TC2 - simu

TC3/4 - simu

TC5 - simu

TC1 - exp

TC2 - exp

TC3 - exp

TC4 - exp

TC5 - exp

0

200

400

600

800

1000

1200

1400

0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5

Tem

péra

ture

(

C )

Temps (s)

1 2

3

4

5

- 180 -

Figure 18 : Vidéo de l’essai S4

On observe que le chauffage commence au niveau de l’étranglement de l’éprouvette

sur les bords de celle-ci. La température augmente alors au centre de l’éprouvette, puis

on observe un affaissement avec mouvement de matière sur les bords de l’éprouvette et

de légères expulsions.

Macrographies

La macrographie de l’éprouvette S4 est présentée sur la Figure 19.

Figure 19 : Macrographie de l’éprouvette S4

On observe dans un premier temps que le centre de l’éprouvette ne semble pas

modifié. En se rapprochant des bords, on traverse dans un premier temps une zone

marquée de point noir (zone 1). Sur les bords, on observe une zone solidifiée traduisant le

passage en phase liquide (zone 2). Ces deux zones sont déformées et ne sont pas étudié

ici.

Analyse microsonde

La quantification de l’yttrium sur l’éprouvette S4 est présentée sur la Figure 20 et

superposé avec les tailles de zone observé sur la Figure 19.

Zone 2

Zone 1

Zone 2

Zone 1

Matière

expulsée Mouvement

de matière

Annexes - 181 -

Figure 20 : Quantification de l’Yttrium sur l’éprouvette S4

On n’observe pas de modification de la dispersion d’yttrium au centre de l’éprouvette.

La modification de la dispersion d’yttrium est uniquement localisée sur les bords de

l’éprouvette, au niveau de l’étranglement, et plus spécifiquement dans les zones 1 et 2.

La quantification du titane sur l’éprouvette S4 est présentée sur la Figure 21 et

superposé avec les tailles de zone observé sur la Figure 19.

Figure 21 : Quantification du titane sur l’éprouvette S4

On n’observe pas de modification de la dispersion du titane dans le centre de

l’éprouvette. On observe une modification de la répartition dans les zones 1 et 2.

Corrélation avec la simulation numérique

La simulation numérique est purement électrothermique, nous ne comparerons donc

pas les zones déformées en cours d’essais. Cela exclu donc les zones 1 et 2. En revanche,

la simulation indique au centre de l’éprouvette au niveau de la zone la plus fine une

température atteinte de 1300 °C. A cette température et sans déformation, nous

n’observons donc pas de modification de la répartition d’yttrium et de titane à l’échelle de

la microsonde.

Conclusion

Atteindre 1300 °C au cours d’un cycle de soudage n’engendre pas de modification de la

microstructure en l’absence de déformation. Les modifications observées à l’échelle de la

microsonde sont localisées sur les bords de l’éprouvette, là où les températures les plus

importantes sont relevées mais aussi là ou des mouvements de matières apparaissent.

1 mm

Zone 2

Zone 2

Zone 1 Zone 1

1 mm

Zone 2

Zone 2

Zone 1 Zone 1

- 182 -

Annexe 10 : Comparaison des déformées entre le

9Cr-ODS et le Kanthal APM

La figure suivante présente les macrographies obtenues sur 9Cr-ODS et sur Kanthal

APM (20Cr Ŕ non ODS) avec un angle de chanfrein de 20 ° (représenté par un trait

rouge) afin de comparer les déformées de ces deux matériaux.

Figure 22 : Comparaison 9Cr-ODS, 20-Cr non ODS

On note que les déformées observées sur Kanthal APM sont plus importantes que sur

9Cr-ODS et ce même lorsque Is est inférieur de 1 kA pour le Kanthal APM. En effet, sur

Kanthal APM on observe que la gaine pénètre plus dans le bouchon et ce notamment

pour un temps de soudage au niveau haut (ts = 15 ms).

9Cr – ODS ; 15 kA 20Cr – non ODS ; 16 kA 9Cr – ODS ; 17 kA

2600

N;

I s;

15 m

s; 0

,8 m

m

2600

N;

I s;

15 m

s; 0

,2 m

m

2600

N;

I s;

10 m

s; 0

,2 m

m

1800

N;

I s;

10 m

s; 0

,8 m

m 2600

N;

I s;

10 m

s; 0

,8 m

m

Références - 183 -

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